INFLUÊNCIA DO TEOR DE CARBONO NA TETRAGONALIDADE DA MARTENSITA E A SUA RELAÇÃO NAS PROPRIEDADES MAGNÉTICAS

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UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE 
ESCOLA DE ENGENHARIA 
GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA 
 
 
 
GABRIELLE ANDRESSA DELGADO PAZOS 
 
 
 
INFLUÊNCIA DO TEOR DE CARBONO NA 
TETRAGONALIDADE DA MARTENSITA E A SUA 
RELAÇÃO NAS PROPRIEDADES MAGNÉTICAS 
 
 
 
 
 
 
 
 
NITERÓI, RJ 
2024 
 
 
 
 
 
GABRIELLE ANDRESSA DELGADO PAZOS 
 
 
 
 
INFLUÊNCIA DO TEOR DE CARBONO NA 
TETRAGONALIDADE DA MARTENSITA E A SUA 
RELAÇÃO NAS PROPRIEDADES MAGNÉTICAS 
 
 
 
 
Trabalho de Conclusão de Curso 
apresentado ao Curso de Engenharia Mecânica da 
Universidade Federal Fluminense, como requisito 
parcial para obtenção do grau de Engenheiro 
Mecânico. 
 
 
 
Orientador: 
Geronimo Perez 
 
 
Niterói, RJ 
2024 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
GABRIELLE ANDRESSA DELGADO PAZOS 
INFLUÊNCIA DO TEOR DE CARBONO NA 
TETRAGONALIDADE DA MARTENSITA E A SUA 
RELAÇÃO NAS PROPRIEDADES MAGNÉTICAS 
 
Trabalho de Conclusão de Curso 
apresentado ao Curso de Engenharia Mecânica da 
Universidade Federal Fluminense, como requisito 
parcial para obtenção do grau de Engenheiro 
Mecânico. 
Grau: 
 
BANCA EXAMINADORA 
___________________________________________ 
Prof. DSc Geronimo Perez – UFF 
Orientador 
 
___________________________________________ 
Prof. DSc Sergio Souto Maior Tavares – UFF 
 
___________________________________________ 
Prof. DSc. Juan Manuel Pardal – UFF 
 
___________________________________________ 
DSc. Leosdan Figueredo Noris – PUC 
 
Niterói, RJ, 2024. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Dedico esse trabalho, com muito amor e 
gratidão, à minha mãe, Jarluce da Motta 
Delgado Pazos. Não teria chegado até aqui se 
não fosse por todo seu amor, paciência, 
dedicação e cuidado. 
 
 
 
 
 
AGRADECIMENTOS 
Agradeço, em primeiro lugar, a Deus, por me conceder a oportunidade e capacidade 
de chegar até o final do curso de engenharia mecânica e por me manter firme, com saúde e 
determinação perante as dificuldades e obstáculos encontrados durante os meus anos de estudo. 
À minha mãe, Jarluce, por ser meu grande exemplo e minha principal incentivadora, 
por toda paciência, amor e carinho incondicionais, sobretudo, nos momentos mais difíceis e 
estressantes ao longo desses anos. Agradeço por nunca me deixar desistir e sempre me 
incentivar a superar todo e qualquer obstáculo que aparecer. 
Ao meu pai, Antônio, pelo apoio, carinho, incentivo e, em especial, por se prontificar 
a me auxiliar com a revisão do texto e demonstrar tanta felicidade e orgulho com essa vitória. 
Ao meu namorado, Mateus Vieira, por compartilhar a vida comigo nos bons e nos 
maus momentos, por toda paciência, apoio e incentivo durante esses anos, especialmente 
durante a realização desse trabalho. 
À minha família, sobretudo tios e tias, por todo carinho, preocupação, apoio, torcida e 
suporte durante todo o tempo, por compartilharem comigo todo esse percurso e tantos outros 
que virão. 
Aos meus amigos, por tornarem a faculdade e os estudos mais leves e divertidos e por 
se tornarem amigos para além da faculdade. Agradeço por fazerem parte dessa jornada e por 
estarem sempre dispostos a ajudar. 
Ao meu orientador, Geronimo, por aceitar e enfrentar esse desafio comigo, estar 
sempre aberto a me auxiliar e pela amizade e parceria durante esse trabalho. 
Por fim, agradeço aos docentes do curso de Engenharia Mecânica da Universidade 
Federal Fluminense e todos que estiveram presentes durante esses anos e participaram desse 
percurso junto comigo de alguma forma. 
Meus sinceros agradecimentos a todos por tornarem esse período memorável. 
 
 
 
 
 
 
RESUMO 
Este trabalho estuda a influência do teor de carbono na tetragonalidade da martensita 
e sua relação com as propriedades magnéticas. A fim de entender quais são as mudanças na 
estrutura cristalina que afetam as propriedades magnéticas dos aços durante a têmpera, foram 
realizadas medições de ferritoscopia, microscopia óptica e microscopia eletrônica de varredura 
(MEV) em amostras de aços carbono com diferentes teores de carbono (%C): aço Intersticial 
Free (IF), 1020, 1045, 1060, 1075, 1080 e 1095, e ferro fundido (Fofo) temperados, recozidos 
e normalizados. Os resultados experimentais sustentam a hipótese de que a maior concentração 
de carbono resulta em uma maior razão c/a da martensita, tornando-a mais tetragonal. Isso 
aumenta a anisotropia magnetocristalina e, consequentemente, modifica as propriedades 
magnéticas do material. Através da ferritoscopia, baseada na permeabilidade magnética, 
observou-se uma diminuição no sinal magnético à medida em que se aumenta o teor de carbono. 
Nas amostras temperadas, essa queda de sinal magnético foi maior à medida em que se 
aumentou o teor de carbono. 
Palavras-chave: Martensita, Tetragonalidade da martensita, Teor de carbono, Microestrutura, 
Têmpera, Técnicas magnéticas, Transformação Magnética, Ferritoscopia, Microscopia Óptica, 
Microscopia Eletrônica de Varredura. 
 
 
 
 
 
 
ABSTRACT 
 
This work investigates the influence of carbon content on the tetragonality of 
martensite and its relationship with magnetic properties. In order to understand the changes in 
the crystalline structure that affect the magnetic properties of steels during quenching, 
measurements of ferritoscopy, optical microscopy, and scanning electron microscopy (SEM) 
were performed on samples of carbon steels with different carbon contents (%C): Interstitial 
Free Steel (IF), 1020, 1045, 1060, 1075, 1080, 1095 and cast iron (Fofo), all subjected to 
quenching, annealing, and normalization. Experimental results support the hypothesis that 
higher carbon content results in a higher c/a ratio of martensite, making it more tetragonal. This 
increases magnetocrystalline anisotropy and consequently modifies the magnetic properties of 
the material. Through ferritoscopy, based on magnetic permeability, a decrease in the values of 
ferrite percentage measurements was observed as the carbon content increased. In the quenched 
samples, the drop in magnetic signal was greater as the carbon content increased. 
Keywords: Martensite, Tetragonality of martensite, Carbon content, Microstructure, Quenching, 
Magnetic techniques, Magnetic Transformation, Ferritoscopy, Optical Microscopy, Scanning 
Electron Microscopy. 
 
 
 
 
 
 
LISTA DE ILUSTRAÇÕES 
Figura 2.1: Estrutura cristalina, na esquerda, e amorfa, na direita (Perez, 2007). ....... 3 
Figura 2.2: Estruturas Cristalinas dos Metais (Callister JR., 2016) - adaptado. .......... 4 
Figura 2.3 Estágios de solidificação de um material policristalino (Callister Jr., 2016)
 .................................................................................................................................................... 5 
Figura 2.4: Diagrama de equilíbrio Fe-Fe3C (Van Vlack, 1964) ................................. 6 
Figura 2.5: Representação esquemática da microestrutura de uma liga Fe-C com 
composição A) hipoeutetóide, B) eutetóide e C) hipereutetóide (Callister Jr., 2016) – adaptado.
 .................................................................................................................................................... 8 
Figura 2.6: Microestrutura de um aço eutetóide. Lamelas da região perlítica bem 
visíveis.1000x e 750x (Colpaert, 2008). ..................................................................................... 9 
Figura 2.7: Representação da formação da perlita a partir da austenita (Callister JR., 
2016). .......................................................................................................................................... 9 
Figura 2.8: Microestrutura martensítica (Callister Jr., 2016). .................................... 10 
Figura 2.9: Diagrama TTT para uma liga ferro-carbono com composição eutetoide.A, 
austenita, B, bainita, M, martensita, P, perlita (Callister Jr., 2016). ......................................... 11 
Figura 2.10: Efeito do teor de carbono nas temperaturas de início (MI) e fim (MF) da 
transformação de austenita em martensita (Silva e Mei, 2006). ............................................... 12 
Figura 2.11: Transformação de Bain e comparação entre a estrutura Cúbica de Corpo 
Centrado (CCC) e Tetragonal de Corpo Centrado (TCC) (Krauss, 2005) – Adaptado............ 13 
Figura 2.12: Efeito do recozimento nas alterações estruturais e nas propriedades 
mecânicas de um metal trabalhado a frio (Smith e Hashemi, 2019) - Adaptado. .................... 16 
Figura 2.13: Campos de barras magnéticas reveladas por limalhas de ferro (Cullity e 
Graham, 2009). ......................................................................................................................... 18 
Figura 2.14: Momentos magnéticos de diferentes materiais (Spaldin, 2011). ........... 20 
Figura 2.15: Comportamento dos momentos magnéticos individuais de um material 
ferromagnético (Grijalba, 2010). .............................................................................................. 21 
Figura 2.16: Magnetização de saturação de ferro, cobalto e níquel em função da 
temperatura (Cullity e Graham, 2009) - Adaptado. .................................................................. 22 
Figura 2.17: Estrutura de domínios magnéticos (Buschow e De Boer, 2003). .......... 23 
Figura 2.18: Processo de magnetização em um material ferromagnético (Cullity e 
Graham, 2009). ......................................................................................................................... 24 
 
 
Figura 2.19: Processo de magnetização e movimento de paredes de domínios (Callister 
Jr., 2016). ................................................................................................................................. 25 
Figura 2.20: Curva de histerese magnética (Callister Jr., 2016). ............................... 26 
Figura 2.21: Curvas de histerese para materiais magnéticos moles e duros (Callister Jr., 
2016). ....................................................................................................................................... 27 
Figura 2.22: Anisotropia magnética observada nas curvas de magnetização para as três 
diferentes famílias de direções cristalográficas num cristal de ferro de estrutura CCC e num 
cristal de níquel, estrutura CFC (Chiaverini, 2005). ................................................................ 28 
Figura 2.23: Esquema ilustrativo do princípio de funcionamento do ferritoscópio 
(Helmut-Fischer, 2012) – Adaptado. ....................................................................................... 29 
Figura 2.24: Caixa com blocos fornecidos pelo fabricante para a calibração do 
ferritoscópio. ............................................................................................................................ 31 
Figura 2.25: O efeito do ataque químico em uma superfície polida de uma amostra de 
aço sobre a microestrutura observada no microscópio óptico (Smith e Hashemi, 2019) - 
Adaptado. ................................................................................................................................. 33 
Figura 2.26: Desenho esquemático dos componentes básicos do MEV (Dedavid, 
Gomes e Machado, 2007). ....................................................................................................... 34 
Figura 2.27: Difração de raios-X por planos de átomos (A–A’ e B–B’) (Callister Jr., 
2016) - Adaptado. .................................................................................................................... 35 
Figura 3.1: Composição química da série AISI 1000 de aços carbono simples (wt. %). 
(Jiles, 1988). ............................................................................................................................. 37 
Figura 3.2: Cortadora Metalográfica Teclago CM40. Autoral. ................................. 38 
Figura 3.3: Amostras identificadas dispostas em placa de cerâmica. Autoral. .......... 38 
Figura 3.4: Forno Mufla da marca Quimis a 992°C. Autoral. ................................... 39 
Figura 3.5: Placa de cerâmica contendo as amostras sendo posicionada dentro do forno 
aquecido. Autoral. .................................................................................................................... 39 
Figura 3.6: Amostras normalizadas. Autoral. ............................................................ 40 
Figura 3.7: Lixadeira Panambra Struers DP-10 com lixa n° 80. Autoral. ................. 41 
Figura 3.8: Politriz Panambra Struers DP-9. Autoral. ............................................... 43 
Figura 4.1: Relação entre o teor de carbono e o sinal magnético dos aços temperados, 
recozidos e normalizados. Autoral. .......................................................................................... 44 
Figura 4.2: Fração de cementita conforme teor de carbono da amostra usando a 
equação 3.1............................................................................................................................... 47 
 
 
Figura 4.3: Gráfico do sinal magnético em função do teor de carbono das amostras 
recozidas, normalizadas e temperadas. Neste gráfico foi realizada uma correção onde foi 
excluída a perda de sinal por fração de cementita, sendo assim as amostras recozidas e 
normalizadas apresentam valores de sinal para ferrita pura. Autoral. ...................................... 48 
Figura 4.4: Gráfico do sinal magnético em função do teor de carbono para as fases 
ferrita e martensita. ................................................................................................................... 49 
Figura 4.5: Comparação entre as frações de ferrita detectadas por ferritoscopia e 
calculadas por regra da alavanca no diagrama de fases. Autoral ............................................. 50 
Figura 4.6: Difratograma de raios-X das amostras temperadas. ................................ 61 
Figura 6.1: Difratogramas das amostras temperadas em escalas normalizadas. Autoral.
 .................................................................................................................................................. 70 
 
 
 
 
 
 
 
 
LISTA DE TABELAS 
Tabela 2.1: Valores de Ferrita (em %) dos blocos usados na calibração do ferritoscópio 
em função do ferrite number. ................................................................................................... 31 
Tabela 4.1: Teor de ferrita para cada teor de carbono obtido por ferritoscopia. ........ 46 
Tabela 4.2: Análise de microscopia óptica. Lentes 10x (20 um) e 80x (2 um). Autoral.
 .................................................................................................................................................. 51 
Tabela 4.3: Análise de Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) em amostras 
recozidas. Autoral. .................................................................................................................... 56 
Tabela A.6.1: Medições do ensaio de ferritoscopia ................................................... 69 
 
 
 
 
 
 
 
 
LISTA DE SÍMBOLOS 
Letras romanas 
a eixo x da célula unitária da estrutura martensítica 
c eixo z da célula unitária da estrutura martensítica 
d distância entre planos atômicos, m 
i corrente elétrica, A 
H campo magnético, A/m 
n número de espiras de um solenoide, adimensional 
M momento magnético, Wbm 
l comprimento de uma barra magnética, m 
m pólo magnético de força, Wb 
n número inteiro, adimensional 
B indução magnética, T 
I intensidade de magnetização, T 
Tc Temperatura de Curie, °C 
Hc Campo coercitivo, A/m 
Ms Magnetização de saturação, Wbm 
Letras gregas 
α referente a ferrita alfa 
𝜃 ânguloentre o feixe incidente e o plano atômico, rad 
𝜆 comprimento da onda de raio-X incidente, m 
µ0 permeabilidade magnética do vácuo, Hm-1 
µ permeabilidade magnética, Hm-1 
χ suscetibilidade magnética, Hm-1 
 
 
 
 
 
SUMÁRIO 
Agradecimentos ........................................................................................................... ix 
Resumo ........................................................................................................................ xi 
Abstract ..................................................................................................................... xiii 
Lista de ilustrações ..................................................................................................... xv 
Lista de tabelas .......................................................................................................... xix 
Lista de símbolos ....................................................................................................... xxi 
Sumário ................................................................................................................... xxiii 
1 Introdução ............................................................................................................. 1 
1.1 Objetivos ....................................................................................................... 1 
2 Revisão bibliográfica ............................................................................................ 2 
2.1 Aço Carbono ................................................................................................. 2 
2.2 Estrutura cristalina......................................................................................... 3 
2.3 Diagrama de equilíbrio Ferro-Carbono ......................................................... 5 
2.3.1 Ponto eutetoide ......................................................................................... 7 
2.3.2 Perlita ........................................................................................................ 8 
2.3.3 Martensita ................................................................................................. 9 
2.4 Tratamentos Térmicos ................................................................................. 14 
2.4.1 Têmpera .................................................................................................. 14 
2.4.2 Recozimento ........................................................................................... 15 
2.4.3 Normalização .......................................................................................... 17 
2.5 Magnetismo nos materiais ........................................................................... 17 
2.5.1 Material Ferromagnético ........................................................................ 21 
2.5.2 Domínios e Histerese Magnética ............................................................ 23 
2.6 Anisotropia magnetocristalina..................................................................... 28 
2.7 Ferritoscopia ................................................................................................ 29 
2.8 Microscopia Óptica ..................................................................................... 31 
 
 
2.9 Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) ............................................ 33 
2.10 Difração de Raios-X (DRX) ....................................................................... 34 
3 Materiais e Métodos ........................................................................................... 37 
3.1 Preparação das amostras ............................................................................. 37 
3.2 Tratamentos Térmicos ................................................................................ 39 
3.3 Ensaios experimentais ................................................................................ 40 
3.3.1 Ferritoscopia ........................................................................................... 41 
3.3.2 Avaliação do teor de cementita .............................................................. 41 
3.3.3 Microscopia óptica ................................................................................. 42 
3.3.4 Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) ........................................ 43 
3.3.5 Difração de raios-X (DRX) .................................................................... 43 
4 Resultados .......................................................................................................... 44 
4.1 Ferritoscopia ............................................................................................... 44 
4.2 Avaliação do Teor de cementita ................................................................. 47 
4.3 Microscopia óptica ...................................................................................... 51 
4.4 Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) ............................................ 55 
4.5 Difração de raios-X (DRX) ........................................................................ 61 
5 Conclusões ......................................................................................................... 63 
5.1 Sugestões para trabalhos ............................................................................. 64 
6 Referências ......................................................................................................... 65 
Apêndice A. Resultados experimentais ................................................................... 69 
A.1 Resultados da ferritoscopia ......................................................................... 69 
A.2 Difratogramas individuais das amostras temperadas .................................. 70 
Apêndice B. Procedimento de uso do ferritoscópio ................................................ 71 
 
 
 
 
 
1 
 
1 INTRODUÇÃO 
O aço carbono, de estrutura cúbica de corpo centrado (CCC), após tratamento térmico 
de têmpera transforma-se em martensita, de estrutura tetragonal de corpo centrado (TCC). Sabe-
se que maior será a tetragonalidade da martensita quanto maior for o teor de carbono (Tanaka, 
Maruyama, et al., 2020). 
Por outro lado, as propriedades magnéticas dos materiais, que são de origem atômica, 
sofrem influência tanto pelos momentos magnéticos do átomo individual como pelo entorno de 
cada um dos átomos da rede cristalina. Elas são fortemente influenciadas por fatores como 
microestrutura, tratamento térmico, composição química e condição mecânica. Isso significa 
que métodos magnéticos oferecem técnicas ideais para a avaliação da condição de estruturas e 
componentes de aço (Jiles, 1988). 
Numa rede cúbica, existe uma simetria cristalina de maior grau do que numa rede 
tetragonal. Desta forma, após a têmpera, os átomos de ferro estarão com uma organização 
menos simétrica aumentando a anisotropia magnetocristalina e causando uma variação nas 
propriedades magnéticas quanto maior o teor de carbono (Talonen, Aspegren e Hänninen, 2004; 
Jiles, 1988). 
1.1 OBJETIVOS 
Este projeto de pesquisa tem como objetivo principal estudar as propriedades 
magnéticas após diferentes tratamentos térmicos em amostras de aço com diferentes teores de 
carbono: IF, 1020, 1045, 1075, 1080 e 1095 e ferro fundido; examinando, dessa forma, como a 
concentração de carbono nesses aços pode influenciar o comportamento magnético e 
microestrutural desses tratamentos térmicos. 
Os seguintes objetivos específicos podem ser listados: 
• Investigar o comportamento magnético com a variação do teor de carbono dos aços. 
• Usar o método magnético para detectar a formação de martensita em aços 
• Relacionar os resultados das medições magnéticas com a tetragonalidade da martensita. 
 
2 
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 
2.1 AÇO CARBONO 
Aços carbono podem ser definidos como ligas ferro-carbonocom 0,02% a 2% de teor 
de carbono (Smith e Hashemi, 2019) além de certos elementos residuais resultantes dos 
processos de fabricação (Chiaverini, 2005). Devido a sua grande variedade, baixo custo e 
facilidade de fabricação, são amplamente usados nos setores industriais e na manufatura (Smith 
e Hashemi, 2019). Juntamente com os aços de alta resistência e baixa liga (HSLA), os aços 
carbono representam cerca de 80% dos aços utilizados no mercado. 
Quanto ao seu teor de carbono, podem ser subdivididos em aços baixo carbono, aços 
médio carbono e aços alto carbono. Na literatura, também é possível encontrar uma quarta 
subdivisão, chamada “aços de ultra alto carbono”. Cada categoria é indicada para um tipo de 
aplicação diferente devido às diferenças nas propriedades microestruturais, mecânicas e 
magnéticas (Paulo e Krzak, 2018). 
Os Aços baixo carbono contém, em média, menos que 0,3% de carbono em sua 
composição e até 0,4% de manganês. A maior categoria dessa classe abrange produtos 
laminados planos, como chapas ou tiras, geralmente laminados a frio e submetidos a 
recozimento. Esse tipo de aço é comumente utilizado na fabricação de painéis para carrocerias 
de automóveis, chapas de flandres e produtos de arame. Em placas e perfis estruturados de aço 
laminado, os teores de carbono podem atingir cerca de 0,30% de carbono e até 1,5% de 
manganês. São materiais adequados para aplicações diversas, como estampagem, forjamento, 
produção de tubos sem costura e fabricação de chapas para caldeiras. A microestrutura típica 
inclui a ferrita e a perlita (Paulo e Krzak, 2018). 
Aços médio carbono contém de 0,30% a 0,60% de carbono e manganês de 0,60% a 
1,65%. Na literatura também se encontra teores de carbono de 0,20% a 0,50% para essa 
subdivisão. O aumento do teor desses dois elementos permite que esse aço seja utilizado na 
condição temperado e revenido. São usados em trilhos, rodas de trem, eixos, engrenagens, 
virabrequins, acoplamentos e forjados (Paulo e Krzak, 2018). 
Aços alto carbono contém cerca de 0,60% a 1% de carbono com teores de manganês 
variando de 0,30% a 0,90%. Costumam ser usados em aplicações que demandam alta 
resistência e dureza, como para materiais de mola, onde a rigidez e a capacidade de recuperar 
3 
 
sua forma original são necessárias, e fios de alta resistência, onde a combinação de força e 
durabilidade é importante para atender a exigências específicas em diversos setores industriais. 
Por fim, aços de ultra alto carbono possuem teores de carbono geralmente acima de 
1,5%. Esta concentração muito alta de carbono confere dureza excepcional, tornando-os 
adequados para aplicações onde a resistência ao desgaste é uma consideração crítica, como na 
fabricação de algumas ferramentas de corte, facas extremamente duráveis e outros componentes 
sujeitos a desgaste intenso (Paulo e Krzak, 2018). 
2.2 ESTRUTURA CRISTALINA 
Para como a composição química dos metais, especialmente o teor de carbono, 
influencia suas propriedades mecânicas e magnéticas, bem como sua resposta à têmpera, é 
realizada uma revisão dos conceitos relacionados à estrutura cristalina dos metais. 
 
Figura 2.1: Estrutura cristalina, na esquerda, e amorfa, na direita (Perez, 2007). 
 
Os materiais sólidos podem ser classificados como cristalinos ou não cristalinos 
(amorfos) dependendo da estrutura em que seus átomos ou íons estão organizados (Figura 2.1). 
Os materiais cristalinos, como no caso dos metais, são caracterizados por um arranjo repetitivo 
ao longo de grandes distâncias atômicas, no qual cada átomo se liga a seus átomos vizinhos 
mais próximos quando ocorre a solidificação. Essa ordenação está diretamente relacionada à 
minimização de energia, visto que os padrões cristalinos apresentam uma energia mais baixa 
do que os aleatórios ou amorfos. Nos metais, as estruturas cristalinas simples mais comuns são: 
cúbica de face centrada (CFC), cúbica de corpo centrado (CCC) e hexagonal compacta (HCP). 
A Figura 2.2 ilustra essas estruturas, onde cada átomo ou íon é tido como uma esfera sólida 
com diâmetro bem definido. (Callister Jr., 2016; Petrescu, Petrescu, Et Al., 2000). 
4 
 
Figura 2.2: Estruturas Cristalinas dos Metais (Callister JR., 2016) - adaptado. 
 
A maioria dos materiais cristalinos é composta por um conjunto de pequenos cristais 
ou grãos, que os classifica como materiais policristalinos. O conceito de grão pode ser definido 
como um domínio cristalino, onde os átomos estão organizados em posições simétricas 
repetitivas na mesma orientação. Os estágios do processo de solidificação do material são 
esboçados na Figura 2.3. No início, pequenos cristais ou núcleos formam-se em diversas 
posições com orientações aleatórias (Figura 2.3 a). Em seguida, os grãos crescem à medida que 
átomos do líquido são progressivamente adicionados à sua estrutura (Figura 2.3 b). Próximo ao 
término da solidificação, as extremidades dos grãos adjacentes barram o crescimento da região 
de contato entre eles (Figura 2.3 c). Por fim, após a conclusão da solidificação, o material 
apresenta regiões de fronteira entre grãos vizinhos, denominadas contornos de grãos, marcados 
pela linha contínua na Figura 2.3 d (Callister Jr., 2016). 
A orientação cristalográfica dos grãos individuais em materiais policristalinos pode 
ser aleatória. Mesmo com a direção preferencial de cada grão, o material como um todo pode 
se comportar isotropicamente. Dessa forma, as propriedades medidas em uma direção 
representam uma média dos valores direcionais. Essas orientações cristalográficas preferenciais, 
comuns nos materiais policristalinos, dão origem a chamada textura cristalográfica. Essa textura 
cristalográfica pode ser produzida pela solidificação controlada ou pela conformação mecânica 
a frio, que deixa os grãos mais alongados (Petrescu, Petrescu, et al., 2000; Callister Jr., 2016). 
 
5 
 
 
Figura 2.3 Estágios de solidificação de um material policristalino (Callister Jr., 2016) 
 
2.3 DIAGRAMA DE EQUILÍBRIO FERRO-CARBONO 
Sob as condições de pressão atmosférica, a maioria dos metais mantém uma estrutura 
estável à temperatura ambiente até atingir seu ponto de fusão. O ferro é uma exceção, podendo 
exibir mais de uma fase, dependendo da temperatura. Dessa forma, o diagrama de equilíbrio 
Ferro-Carbono permite a compreensão das transformações que ocorrem no ferro e suas ligas 
em diferentes condições térmicas. O diagrama também destaca as fases fundamentais como 
ferrita, austenita, e cementita, fornecendo informações sobre as microestruturas resultantes em 
diversos processos térmicos. 
O diagrama de equilíbrio Fe-C destaca a ferrita e a grafita como as fases 
termodinamicamente mais estáveis em temperatura ambiente. O diagrama de fases Fe – Fe3C 
(cementita) é mais adequado para a análise de aços carbono e de baixa liga, mostrando a 
precipitação da cementita quando o limite de solubilidade do carbono é ultrapassado na ferrita 
ou austenita. Apesar da maior estabilidade termodinâmica da grafita, na prática, especialmente 
em tratamentos térmicos, é a cementita ou seus precursores carbetos que predominam na 
microestrutura dos aços (Silva e Mei, 2006; Callister Jr., 2016). 
6 
 
Figura 2.4: Diagrama de equilíbrio Fe-Fe3C (Van Vlack, 1964) 
 
Abaixo de 912°C, o ferro puro possui uma estrutura CCC e é conhecido como ferrita, 
ou “ferro alfa” (α-Fe). Nessa fase, somente pequenas concentrações de carbono são solúveis; a 
solubilidade máxima é de 0,022 %p, a 727ºC. A limitada solubilidade é atribuída à configuração 
e ao tamanho das posições intersticiais na estrutura CCC, o que torna desafiador acomodar 
átomos de carbono. Apesar de sua presença em concentrações relativamente baixas, o carbono 
exerce uma influência significativa nas propriedades mecânicas da ferrita. Essa fase ferro-
carbono específica é relativamente macia e pode adquirir propriedades magnéticas em 
temperaturas inferiores a 768°C (CallisterJr., 2016). 
Entre 912°C e 1394°C, a estrutura CFC é a mais estável e o ferro é conhecido por 
“ferro gama” (γ-Fe) ou austenita. Possui capacidade para dissolver a maior quantidade de 
carbono em relação às demais formas alotrópicas do ferro. Isto ocorre devido a estrutura CFC 
da austenita possuir interstícios octaédricos de tamanho relativamente grande para acomodar os 
átomos de carbono com certa comodidade, apesar de esta estrutura possuir um fator de 
empacotamento maior que a CCC. Sua solubilidade máxima, 2,14 %p, ocorre a 1147°C, cerca 
de 100 vezes maior do que o valor máximo para a ferrita CCC. A fase austenita é uma fase não-
7 
 
magnética, também denominada paramagnética. Acima de 1394°C o ferro retorna à estrutura 
CCC e, apesar de ser idêntico ao ferro alfa, é conhecido por “ferro delta” (Callister Jr., 2016; 
Chiaverini, 2005). 
Quando a temperatura diminui abaixo de 727°C e excede o limite de solubilidade para 
o carbono na ferrita alfa, que é de 0,022%, ocorre a formação de outro composto conhecido 
como cementita (Fe3C), conforme Figura 2.4. A cementita é um carboneto de ferro que precipita 
quando o carbono em excesso, que não pode mais ser mantido em solução na ferrita alfa, se 
combina com o ferro. Essa fase é paramagnética (não magnética) e extremamente dura, 
contribui significativamente para a elevada dureza e resistência dos aços de alto teor de carbono. 
No entanto, a presença da cementita também está associada a uma menor ductilidade do 
material. Apresenta uma estrutura cristalina ortorrômbica (Chiaverini, 2005). 
Por fim, observa-se que o ponto de fusão do ferro puro é 1538°C e, à medida que se 
aumenta o teor de carbono a temperatura de fusão diminui. Em 1147°C, a solubilidade do 
carbono é máxima e, à medida que cai a temperatura, a quantidade solúvel no ferro gama torna-
se menor até chegar em 0,77% em 727°C. Assim, são observadas duas fases acima desta 
temperatura, o ferro gama sob a forma de austenita e o carbono sob a forma de cementita. 
2.3.1 PONTO EUTETOIDE 
É o ponto no qual uma fase sólida se transforma em duas outras fases sólidas em uma 
única temperatura. No diagrama da Figura 2.4 esse ponto pode ser encontrado para uma 
composição de 0,76 %p C e uma temperatura de 727°C (Callister Jr., 2016). 
Aços eutetóides são aqueles com aproximadamente 0,76% C, como os aços da série 
SAE 1080. Aços hipoeutetóides são aqueles que possuem carbono abaixo de 0,76% C, 
constituídos de ferrita e perlita. Por fim, aços hipereutetóides são aqueles que possuem carbono 
acima de 0,76% e abaixo de 2%. Acima de 2% são conhecidos como ferro fundido (FoFo) 
(Colpaert, 2008). A Figura 2.5 representa essas microestruturas. 
Nos aços hipoeutetóides, a ferrita é dúctil e tenaz. Por isso, esses aços são deformáveis 
em temperatura ambiente quanto maior for a porcentagem de ferrita. Já nos hipereutetóides, a 
cementita torna esses aços mais quebradiços ao serem deformados (Colpaert, 2008). O elevado 
teor de carbono nos aços forma carbonetos, que são extremamente duros. Logo, quanto maior 
o teor de carbono, mais duro será o aço. Esse aumento de dureza corresponde, também, a uma 
8 
tração mais elevada, menor ductilidade e por consequência, maior dificuldade de ser dobrado e 
menor resistência ao impacto (Callister Jr., 2016). 
 
Figura 2.5: Representação esquemática da microestrutura de uma liga Fe-C com composição A) hipoeutetóide, B) eutetóide 
e C) hipereutetóide (Callister Jr., 2016) – adaptado. 
 
2.3.2 PERLITA 
A perlita é uma microestrutura que consiste em uma mistura mecânica de duas fases, 
ferrita e cementita, dispostas alternadamente em finas lâminas, raramente superior a um 
milésimo de milímetro de espessura. As propriedades mecânicas da perlita são, portanto, 
intermediárias entre as da ferrita e da cementita, dependendo, no entanto, do tamanho das 
partículas de cementita. Essa disposição de camadas dá a perlita um aspecto “tigrado”, 
facilmente observado na Figura 2.6. (Silva e Mei, 2006). 
As propriedades mecânicas da perlita são influenciadas pela espessura de suas lamelas 
e esta, por sua vez, está condicionada à velocidade de sua formação. A espessura é limitada pela 
distância na qual o carbono se difunde no tempo disponível. A proporção de perlita em um aço 
aumenta de 0% para ferro puro até 100% para um aço eutetoide (0,76% de carbono). Além 
disso, possui elevada resistência a tração, com aproximadamente 740 MPa. 
 
9 
 
 
Figura 2.6: Microestrutura de um aço eutetóide. Lamelas da região perlítica bem visíveis.1000x e 750x (Colpaert, 2008). 
 
A transformação da austenita em perlita inicia-se nos contornos dos grãos, progredindo 
em direção ao centro, conforme a Figura 2.7. Essa distribuição é esperada, já que os átomos nos 
contornos dos grãos apresentam maiores energias em comparação com os átomos dentro dos 
grãos. Além disso, átomos ao redor de defeitos na microestrutura, como imperfeições, fornecem 
locais propícios para a nucleação de reações (Chiaverini, 2005; Colpaert, 2008). 
 
 
Figura 2.7: Representação da formação da perlita a partir da austenita (Callister JR., 2016). 
 
2.3.3 MARTENSITA 
Um aço resfriado muito lentamente a partir do campo austenítico apresentará, à 
temperatura ambiente, uma ou mais fases, tais como ferrita e cementita, dependendo do seu teor 
10 
de carbono. Porém, se o resfriamento do aço a partir da região austenítica for muito rápido, 
aparecerão outros constituintes metaestáveis, como a bainita e a martensita, que não são 
previstos no diagrama de fases ferro-cementita. (Silva e Mei, 2006). 
A martensita é uma fase que ocorre quando as ligas Fe-C são austenitizadas e 
temperadas, resfriadas de forma suficientemente rápida para evitar a difusão do carbono. 
Qualquer difusão que possa ocorrer resultará na formação das fases ferrita, ou ferrita e 
cementita. Na martensita, todos os átomos de carbono permanecem como impurezas 
intersticiais, criando uma solução sólida supersaturada que pode se transformar rapidamente 
em outras estruturas quando aquecida a temperaturas onde a difusão é significativa. A 
transformação da martensita ocorre por meio de um mecanismo de cisalhamento, resultando 
principalmente em uma morfologia em forma de placas ou de agulhas. Além disso, a fase branca 
observada na Figura 2.8 é a austenita retida que não se transformou durante a têmpera (Callister 
Jr., 2016; Totten, 2006). 
 
Figura 2.8: Microestrutura martensítica (Callister Jr., 2016). 
 
O diagrama de transformação, tempo e temperatura, também conhecido como 
diagrama TTT, representado pela Figura 2.9, fornece as temperaturas críticas e as taxas de 
resfriamento necessárias para a formação das fases microestruturais específicas, como perlita, 
bainita e martensita para uma liga ferro-carbono eutetoide. O início da transformação 
martensítica é marcado pela linha horizontal contínua identificada por M(início), enquanto as 
11 
 
outras duas linhas horizontais tracejadas marcam o percentual da transformação da austenita 
em martensita, identificadas por M(50%) e M(90%) (Callister Jr., 2016). 
 
Figura 2.9: Diagrama TTT para uma liga ferro-carbono com composição eutetoide. A, austenita, B, bainita, M, martensita, 
P, perlita (Callister Jr., 2016). 
 
À medida que o teor de carbono no aço aumenta, observa-se uma redução nas 
temperaturas de início e fim da formação da martensita durante o resfriamento (Figura 2.10). 
Um exemplo prático desse efeito é um aço contendo 0,8% de carbono, que, quando resfriado 
rapidamente até a temperatura ambiente, poderá apresentar uma fração de austenita não 
transformada, denominada de "austenita retida" (Silva e Mei, 2006). 
A martensita em aços carbono simples é uma fase metaestável que se forma quando a 
austenita cúbica de face centrada (CFC) passa por uma transformação alotrópica para uma 
estrutura tetragonal de corpo centrado (TCC). Essa tetragonalidade é causada por uma distorçãona célula unitária do ferro, resultando em uma solução sólida intersticial supersaturada de 
12 
carbono em ferro TCC. Como resultado, a martensita exibe uma configuração estrutural muito 
diferente da ferrita CCC (Smith e Hashemi, 2019; Callister Jr., 2016). 
 
Figura 2.10: Efeito do teor de carbono nas temperaturas de início (MI) e fim (MF) da transformação de austenita em 
martensita (Silva e Mei, 2006). 
 
A partir da faixa de temperatura da austenita, durante o resfriamento rápido, mais 
átomos de carbono podem supersaturar na ferrita. Em aços com alto teor de carbono, a estrutura 
CCC da ferrita transforma-se em uma estrutura TCC. À medida que o teor de carbono aumenta, 
assume-se que um dos eixos TCC (chamado de eixo c) torna-se mais longo, enquanto os outros 
dois (eixos a e b, onde a = b) tornam-se mais curtos. Os parâmetros de rede c e a da martensita 
TCC sugerem variar linearmente com o teor de carbono (Liu, Ping, et al., 2017; Lu, Yu e Sisson, 
2017). Em outras palavras, à medida que o teor de carbono aumenta, maior a tetragonalidade 
(quociente c/a entre os eixos) da estrutura martensítica. A equação 2.1 mostra como a 
tetragonalidade, c/a, é linearmente dependente do teor de carbono [C] (% em peso) e implica 
que para um teor nulo de carbono a estrutura é CCC, sem qualquer distorção (Bhadeshia e 
Honeycombee, 2006). 
 
 
𝑐
𝑎
= 1 + 0,045%𝑝𝐶 (2.1) 
 
13 
 
Chen et al., (1980) especularam que a perturbação local na tetragonalidade pode ser 
provocada pelas grandes tensões residuais presentes na transformação martensítica. Na Figura 
2.11 pode-se observar as semelhanças entre a estrutura CCC e a estrutura TCC. 
 
Figura 2.11: Transformação de Bain e comparação entre a estrutura Cúbica de Corpo Centrado (CCC) e Tetragonal de 
Corpo Centrado (TCC) (Krauss, 2005) – Adaptado. 
 
A martensita é a microestrutura mais dura e mais resistente entre as demais, contudo, 
é igualmente a mais frágil, exibindo ductilidade desprezível. Sua dureza está diretamente ligada 
ao teor de carbono. Ao contrário dos aços perlíticos, acredita-se que sua dureza não derive da 
microestrutura, mas sim da eficiente disposição dos átomos intersticiais de carbono, que 
restringem o movimento das discordâncias, associada a um número relativamente reduzido de 
sistemas de escorregamento (onde as discordâncias se movem) existentes na estrutura TCC 
(Callister Jr., 2016). 
14 
2.4 TRATAMENTOS TÉRMICOS 
No presente trabalho serão realizados os tratamentos térmicos de têmpera, 
normalização e recozimento. Sendo assim, é feita uma breve introdução sobre os conceitos 
associados aos tratamentos térmicos utilizados no trabalho. 
Os tratamentos térmicos, em geral, consistem em uma série de procedimentos de 
aquecimento realizados sob condições controladas, como temperatura, tempo, atmosfera e 
velocidade de resfriamento, visando modificar as propriedades do aço ou de outros materiais. 
Os diversos tipos de aços possuem propriedades específicas relacionadas à sua 
estrutura, e ao submeter o material a um tratamento térmico, sua estrutura é modificada, 
resultando em mudanças nas características do material (Chiaverini, 2005). 
Alguns dos principais objetivos desse processo incluem aprimorar a usinabilidade, 
ductilidade, propriedades de corte, resistência à corrosão, resistência ao desgaste, resistência ao 
calor, alívio de tensões, aumento da resistência mecânica, ajuste da dureza e alteração das 
propriedades elétricas e magnéticas (Chiaverini, 2005). 
2.4.1 TÊMPERA 
A têmpera é um tratamento térmico que consiste em aquecer o material acima da 
temperatura de austenitização e, em seguida, resfriá-lo rapidamente em meio aquoso (como 
água pura, água salgada ou água com adição de polímeros), óleo ou ar. Além desses, outros 
gases como nitrogênio, hélio e argônio também podem ser utilizados para o resfriamento. A 
mudança do meio de têmpera modificará as velocidades de resfriamento de um mesmo material. 
Esse resfriamento deve ser suficientemente rápido para evitar transformações perlíticas e 
bainíticas no material, e obter uma estrutura martensítica metaestável (Silva e Mei, 2006; 
Colpaert, 2008). 
Seu propósito principal é aumentar a dureza do aço, elevando tanto o limite de 
escoamento quanto a resistência à tração, compressão e desgaste. Nesse processo, a resistência 
elétrica também é ampliada, no entanto, ocorre a diminuição da resistência ao choque, 
alongamento, estricção e ductilidade, resultando em um material mais frágil (Colpaert, 2008). 
As técnicas de têmpera usadas para meios líquidos incluem a têmpera por imersão e a 
têmpera por pulverização. A têmpera por imersão, na qual a peça é submersa em um meio de 
têmpera agitado ou não agitado, é a mais amplamente empregada. A peça pode ser temperada 
15 
 
diretamente da temperatura de austenitização para a temperatura ambiente (têmpera direta) ou 
para uma temperatura acima da temperatura MS, onde é mantida por um período especificado, 
seguida pelo resfriamento em um segundo meio a uma taxa de resfriamento mais lenta (têmpera 
por tempo ou têmpera interrompida) (Totten, 2006). 
A têmpera proporciona ainda, aos aços duros, a capacidade de manter de maneira mais 
eficaz o magnetismo, ou seja, permanecer imantados de forma mais intensa quando expostos a 
um campo magnético. Em virtude disso, os ímãs permanentes, como os utilizados em magnetos, 
agulhas de bússolas, entre outros, são frequentemente fabricados a partir de aço temperado 
(Colpaert, 2008). 
2.4.1.1 TEMPERABILIDADE 
Denomina-se temperabilidade a capacidade de endurecer o material durante o 
resfriamento rápido (têmpera), ou seja, por transformação martensítica a uma determinada 
profundidade. Para aumentar a temperabilidade, deve-se retardar a formação da ferrita, ou seja, 
deslocar a curva TTT para tempos mais longos (Silva e Mei, 2006). 
Importante destacar que "temperabilidade" ou a profundidade de endurecimento não 
se relacionam diretamente com a dureza máxima alcançável no aço, que é quase exclusivamente 
determinada pelo seu conteúdo de carbono. Em contraste, a profundidade de endurecimento é 
mais influenciada pelo tamanho dos grãos austeníticos e pela presença de elementos de liga do 
que pelo conteúdo de carbono. Além disso, a "temperabilidade" está igualmente associada à 
conquista da maior tenacidade, dependendo da microestrutura formada durante o resfriamento. 
Assim, conhecer a temperabilidade dos aços é crucial, pois o principal objetivo do tratamento 
térmico do aço é atingir a maior dureza e a maior tenacidade possíveis. Isto é feito controlando 
a velocidade de resfriamento, alcançando uma profundidade específica ou em toda a seção 
transversal do material, e reduzindo ao mínimo as tensões causadas pelo resfriamento 
(Chiaverini, 2005). 
2.4.2 RECOZIMENTO 
Quando processos de conformação de metais, como laminação, forjamento, extrusão 
e outros, são executados a frio, o material de trabalho apresenta diversas discordâncias e 
defeitos, e os grãos são esticados e deformados. Como resultado, o metal trabalhado fica 
consideravelmente mais resistente, mas menos maleável. Em muitos casos, a redução da 
maleabilidade do metal trabalhado a frio não é desejada, sendo necessário um metal mais 
16 
maleável. Para alcançar esse objetivo, o metal trabalhado a frio é submetido a aquecimento em 
um forno. Se o metal for aquecido a uma temperatura suficientemente alta e mantido por tempo 
adequado, sua estrutura passará por uma série de transformações denominadas: (1) recuperação, 
(2) recristalização e (3) crescimento de grãos. A Figura 2.12 esquematiza essas mudanças 
estruturais à medida que a temperatura do metal aumenta, acompanhadas pelas respectivas 
alterações nas propriedades mecânicas. Este tratamento de reaquecimento que amolece um 
metal trabalhado a frio é chamado de recozimento (Smith e Hashemi, 2019). 
 
Figura 2.12: Efeito do recozimento nas alterações estruturaise nas propriedades mecânicas de um metal trabalhado a frio 
(Smith e Hashemi, 2019) - Adaptado. 
 
No recozimento total ou pleno, os aços hipoeutetóides e eutetóides são aquecidos na 
região da austenita cerca de 40°C acima da fronteira austenita-ferrita, mantidos pelo tempo 
necessário na temperatura elevada e, em seguida, resfriados lentamente até a temperatura 
ambiente, geralmente no forno em que foram aquecidos. Para os aços hipereutetóides, é comum 
a austenitização na região de duas fases, austenita mais cementita (Fe3C) cerca de 40°C acima 
da temperatura eutetoide (Smith e Hashemi, 2019). 
17 
 
Já o recozimento de processo, muitas vezes referido como alívio de tensões, amolece 
parcialmente os aços de baixo carbono trabalhados a frio, aliviando as tensões internas 
provenientes do trabalho a frio. Este tratamento, geralmente aplicado a aços hipoeutetóides com 
menos de 0,3% C, é realizado a uma temperatura abaixo da temperatura eutetóide, normalmente 
entre 550°C e 650°C (Smith e Hashemi, 2019). 
Neste trabalho foi utilizada uma temperatura de 1000 ºC, que garante aquecimento na 
região do campo austenítico para hipoeutetóides e hipereutetóides. Somente o ferro fundido 
teve a austenitização no campo das duas fases, austenita e cementita. 
2.4.3 NORMALIZAÇÃO 
A normalização é um tratamento térmico que envolve a austenitização do aço seguida 
por resfriamento ao ar parado ou agitado. Este processo produz microestruturas uniformes de 
ferrita e perlita fina (menor espaçamento entre as lamelas). Diferente do recozimento, usa 
temperaturas mais altas, o que dissipa a maioria dos carbonetos e leva a grãos de ferrita mais 
finos e perlita com menor espaçamento interlamelar. Como resultado, aços normalizados 
geralmente têm maior dureza e resistência, mas menor ductilidade do que os aços recozidos 
(Krauss, 2005). 
É comumente aplicada em aços carbono e ligados, especialmente após processos de 
forjamento a quente. Ajuda a refinar o grão e a uniformizar microestruturas que se tornam 
grosseiras devido às altas temperaturas do forjamento. Em aços de alto carbono, pode afetar a 
formação de cementita e perlita, dependendo da temperatura de austenitização utilizada (Krauss, 
2005). 
O resfriamento ao ar na normalização varia conforme o tamanho da seção do aço, 
afetando a microestrutura final. Em seções maiores, a taxa de resfriamento é mais lenta, 
podendo causar tensões residuais, enquanto seções menores podem resfriar rapidamente, 
levando à formação de bainita ou martensita em aços com maior endurecibilidade (Krauss, 
2005). 
2.5 MAGNETISMO NOS MATERIAIS 
Para entender o comportamento magnético dos aços, é feita uma breve introdução de 
conceitos básicos associados com o magnetismo utilizados neste trabalho. 
Segundo Chikazumi (1978), a expressão mais evidente do magnetismo ocorre na 
18 
forma da força de atração ou repulsão entre dois ímãs, a qual é influenciada pelo inverso do 
quadrado da distância entre eles. 
Adicionalmente, destaca-se a força gerada por uma corrente elétrica agindo sobre um 
ímã. Tanto correntes elétricas quanto polos magnéticos são capazes de gerar um campo 
magnético, usualmente definido como uma área no espaço onde os polos magnéticos 
experimentam uma força resultante (Chikazumi, 2009). A Figura 2.13 representa um 
experimento no qual limalhas de ferro são dispostas ao redor de barras magnéticas, 
evidenciando a trajetória dos campos magnéticos. 
 
Figura 2.13: Campos de barras magnéticas reveladas por limalhas de ferro (Cullity e Graham, 2009). 
 
Ao aplicar uma corrente elétrica i (A) a um longo solenoide (fio condutor enrolado 
helicoidalmente com densidade de n espiras por metro), um campo magnético uniforme H é 
gerado em seu interior, definido por 
 
 
𝐻 =
𝑛𝑖
𝑙
 (2.2) 
 
Uma unidade muito utilizada de campo magnético no sistema internacional (SI) é 
ampere por metro (𝐴/𝑚). Quando uma barra magnética de comprimento 𝑙 (𝑚) é posicionada 
em um campo magnético uniforme H, um momento magnético M é gerado, definido por 
 
 𝑀 = 𝑚𝑙 (2.3) 
 
19 
 
com unidade de weber metro (Wbm), sendo m (Wb) o pólo magnético de força. 
A geração de um momento magnético também pode ocorrer quando uma corrente 
elétrica percorre uma curva fechada (Chikazumi, 2009). 
No contexto da aplicação de um campo magnético em um material, diversos conceitos 
de magnetização podem ser explorados, incluindo um conjunto de momentos magnéticos 
elementares, um deslocamento de polos magnéticos e uma corrente intrínseca. 
A intensidade da magnetização pode ser determinada por meio da indução 
eletromagnética, um fenômeno que resulta na indução de tensão em uma bobina de fio condutor 
quando um campo magnético é aplicado perpendicularmente à sua seção transversal. Essa 
tensão, que varia conforme a densidade de fluxo magnético no tempo (dB/dt), aumenta quando 
um material magnético é introduzido na bobina (Chikazumi, 2009). O termo B, também 
denominado indução magnética, pode ser definido como 
 
 𝐵 = 𝐼 + 𝜇0𝐻 (2.4) 
 
ou, também, utilizando o conceito de correntes intrínsecas, 
 
 𝐵 = 𝐼 + 𝜇0(𝐻′ + 𝐻) (2.5) 
 
Essa relação esclarece por que a tensão de indução eletromagnética aumenta com a 
introdução do material magnético, pois o campo magnético gerado pelas correntes intrínsecas 
é adicionado ao campo magnético externo. Se a magnetização for diretamente proporcional ao 
campo magnético aplicado, com um fator de proporcionalidade denominado de suscetibilidade 
magnética (χ), podemos expressar isso como 
 
 𝐵 = (χ + 𝜇0)𝐻 (2.6) 
 
 𝐵 = 𝜇𝐻 (2.7) 
 
20 
 
𝜇 =
𝐵
𝐻
 
(2.8) 
 
onde 𝜇 representa a permeabilidade magnética, uma propriedade do material de grande 
interesse para os experimentos mostrados posteriormente; e 𝜇0 é a permeabilidade magnética 
do vácuo que tem o valor de 4𝜋 × 10−7 henrys por metro (𝐻𝑚−1). Ela é definida pela relação 
entre a indução magnética B e o campo magnético H e indica a capacidade de um material 
específico de responder a um campo magnético aplicado. Em termos práticos, quanto maior a 
permeabilidade magnética de um material mais fortemente magnetizado ele pode ser em 
resposta a um campo magnético externo e mais eficientemente ele pode amplificar ou 
concentrar esse campo magnético (Chikazumi, 2009). 
A indução magnética B e a intensidade do campo magnético I têm unidade Tesla (T). 
Ambas μ e χ têm unidades de Hm−1. A permeabilidade relativa pode ser definida como �̅� =
𝜇/𝜇0, e a suscetibilidade relativa como �̅� = 𝜒/𝜇0, sendo ambas adimensionais (Chikazumi, 
2009). 
Ao observar os momentos magnéticos em um material específico, é possível 
categorizá-lo em uma das classes ilustradas na Figura 2.14. A intensidade da magnetização do 
material está diretamente vinculada ao grau de alinhamento dos seus momentos magnéticos 
atômicos. 
 
Figura 2.14: Momentos magnéticos de diferentes materiais (Spaldin, 2011). 
21 
 
2.5.1 MATERIAL FERROMAGNÉTICO 
Ferro, cobalto e níquel são exemplos notáveis de materiais ferromagnéticos, 
caracterizados por uma alta suscetibilidade magnética relativa, variando entre 102 e 106 
(Chikazumi, 2009), mesmo na ausência de um campo magnético aplicado. Essa propriedade é 
atribuída ao ordenamento espontâneo de momentos magnéticos dentro desses materiais, que 
pode ser explicado pela mecânica quântica e a interação entre momentos magnéticos de átomos 
vizinhos (Gomes, 2015). 
Esses momentos magnéticos são consequência dos comportamentos dos elétrons 
individuais, conforme descrito por Callister Junior (2016). Cada elétron em um átomo apresenta 
momentos magnéticos provenientes de seu movimento orbital ao redor do núcleo e de seu spin. 
Dentro de cada átomo, ocorre um cancelamento dos momentos magnéticos, tanto nos 
orbitais quanto nos spins. Por exemplo, o momento magnético de um elétron com spin "para 
cima" neutraliza o de outro elétron com spin "para baixo".Assim, o momento magnético total 
de um átomo resulta da combinação dos momentos magnéticos de todos os seus elétrons, 
considerando tanto os efeitos orbitais quanto os de spin, e levando em conta qualquer 
cancelamento que possa ocorrer. Em átomos onde todos os orbitais e subníveis estão 
completamente ocupados por elétrons, como é o caso dos gases nobres, há um cancelamento 
completo de ambos os tipos de momento magnético. Consequentemente, materiais formados 
por átomos com todos os seus orbitais preenchidos não podem ser magnetizados de forma 
permanente (Callister Jr., 2016). Por outro lado, spins não emparelhados produzem momento 
magnético resultante e originam o ferromagnetismo. 
 
Figura 2.15: Comportamento dos momentos magnéticos individuais de um material ferromagnético (Grijalba, 2010). 
 
22 
Adicionalmente, os materiais ferromagnéticos possuem domínios magnéticos, que são 
agrupamentos de átomos cujos momentos magnéticos individuais estão alinhados na mesma 
direção, funcionando como pequenos ímãs permanentes. Na ausência de um campo magnético 
externo, os momentos magnéticos desses domínios estão distribuídos aleatoriamente. Contudo, 
quando expostos a um campo magnético externo, os domínios tendem a se alinhar com esse 
campo (Grijalba, 2010), conforme ilustrado na Figura 2.15. 
2.5.1.1 TEMPERATURA DE CURIE 
A elevação da temperatura de um sólido resulta em um aumento na magnitude das 
vibrações térmicas dos átomos. Os momentos magnéticos atômicos são livres para girar; dessa 
forma, com o aumento da temperatura, o maior movimento térmico dos átomos tende a tornar 
aleatórias as direções de quaisquer momentos que possam estar alinhados. 
A temperatura de Curie, nomeada em homenagem ao físico francês Pierre Curie, 
representa a temperatura na qual um material ferromagnético perde suas propriedades 
ferromagnéticas e se torna paramagnético. Em outras palavras, é a temperatura acima da qual o 
material não pode manter a sua magnetização de forma espontânea. Ela varia conforme o 
material (Cullity e Graham, 2009; Callister Jr., 2016). A Figura 2.16 representa graficamente a 
magnetização de saturação do ferro, cobalto e níquel, assim como a Temperatura de Curie (𝑇𝑐) 
de cada um. 
 
Figura 2.16: Magnetização de saturação de ferro, cobalto e níquel em função da temperatura (Cullity e Graham, 2009) - 
Adaptado. 
23 
 
Em temperaturas inferiores à temperatura de Curie, os domínios magnéticos dentro do 
material ferromagnético estão alinhados de forma que o material exibe uma forte magnetização. 
Isso ocorre porque as interações entre os spins dos elétrons nos átomos são fortes o suficiente 
para manter uma orientação comum, superando a agitação térmica. A magnetização de 
saturação é máxima a 0 K, temperatura na qual as vibrações térmicas são mínimas (Callister Jr., 
2016). 
Quando o material é aquecido até a temperatura de Curie, a energia térmica se torna 
suficiente para perturbar a ordem magnética. Isso significa que a energia térmica interfere nas 
interações entre os spins, fazendo com que eles se desorientem e o alinhamento magnético se 
perca. Acima dessa temperatura crítica, o material entra em um estado paramagnético. Nesse 
estado, os spins ainda respondem a campos magnéticos externos, mas não mantêm um 
alinhamento espontâneo. A resposta magnética é muito mais fraca e não é permanente, 
desaparecendo assim que o campo magnético externo é removido (Callister Jr., 2016). 
2.5.2 DOMÍNIOS E HISTERESE MAGNÉTICA 
Um material ferromagnético é constituído por diversos domínios magnéticos, cada um 
orientado diferentemente em termos de sua magnetização, como mostrado na Figura 2.18. 
 
Figura 2.17: Estrutura de domínios magnéticos (Buschow e De Boer, 2003). 
 
Dentro de cada domínio, a magnetização segue uma direção preferencial. A soma total 
dos momentos magnéticos de todos estes domínios resulta em uma magnetização efetivamente 
nula no material. A área que marca a transição entre domínios adjacentes é conhecida como 
parede de domínio, que se caracteriza por ter uma largura específica e apresenta uma mudança 
gradual na orientação da magnetização entre domínios vizinhos (Morgan, 2013). 
24 
 
Figura 2.18: Processo de magnetização em um material ferromagnético (Cullity e Graham, 2009). 
 
Na Figura 2.18 acima, em (a) destaca-se uma seção cristalina com dois domínios 
magnéticos distintos, separados por uma parede de domínio, resultando em uma magnetização 
líquida igual a zero nessa área. Com a introdução de um campo magnético H, conforme 
ilustrado em (b), um dos domínios se expande em detrimento do outro, movendo a parede do 
domínio e alterando a orientação magnética. Em (c) a parede do domínio é completamente 
deslocada, e em (d), sob um campo mais intenso, a magnetização do material alinha-se 
paralelamente ao campo aplicado, atingindo a magnetização de saturação (MS). Durante todo 
esse processo, a intensidade da magnetização de cada região permanece constante; a variação 
ocorre apenas na direção da magnetização (Cullity e Graham, 2009). 
A magnetização de saturação (MS) é o estado alcançado por um material magnético 
quando todos os seus momentos magnéticos estão alinhados na máxima extensão possível sob 
a influência de um campo magnético externo. Neste ponto, o material atingiu sua magnetização 
máxima e não pode ser mais magnetizado, independentemente do aumento da intensidade do 
campo magnético aplicado (Callister Jr., 2016). 
Durante a magnetização de um material ferromagnético a indução B não possui um 
comportamento linear em relação ao campo H existente. Esse comportamento da magnetização 
inicial pode ser observado na Figura 2.19: 
25 
 
 
Figura 2.19: Processo de magnetização e movimento de paredes de domínios (Callister Jr., 2016). 
 
A Figura 2.19 acima demonstra a curva de magnetização inicial que descreve a 
trajetória desde a magnetização inicial zero até alcançar a magnetização de saturação Ms, que 
está associada a uma indução de saturação Bs e como seus domínios se comportam em cada 
etapa da curva. 
A magnetização e a movimentação das paredes dos domínios são influenciadas pela 
presença de tensões e imperfeições na estrutura cristalina do material, tais como vacâncias, 
inclusões, discordâncias e limites de grãos. Estas imperfeições funcionam como obstáculos para 
o deslocamento das paredes dos domínios magnéticos durante a magnetização, resultando em 
um aumento da energia requerida para o processo. Isso torna a magnetização um fenômeno 
descontínuo e irreversível (Morgan, 2013). 
Após atingir essa magnetização de saturação, quando o campo magnético aplicado H 
é reduzido pela mudança na direção do campo, a curva não retorna ao seu curso original. Isso 
evidencia a natureza irreversível do processo de magnetização. Ao retirar o campo, o retorno 
às condições iniciais resulta em um efeito de histerese, notável na Figura 2.20, com o campo B 
defasado em relação ao campo H, sendo este fenômeno explicado pelo movimento das paredes 
do domínio, conforme mencionado anteriormente (Morgan, 2013). Essa magnetização residual, 
26 
após a retirada do campo magnético externo, é conhecida como remanência. Em outras palavras, 
é a capacidade do material de manter uma certa quantidade de magnetização, mesmo sem a 
influência de um campo magnético externo (Smith e Hashemi, 2019). 
 
Figura 2.20: Curva de histerese magnética (Callister Jr., 2016). 
 
Os materiais ferromagnéticos podem ainda, dependendo da forma de sua curva de 
histerese, ser classificados em dois grandes grupos: 
• Materiais magnéticos moles: são caracterizados pela facilidade com que se 
magnetizam e desmagnetizam; 
• Materiais magnéticos duros: exibem uma maior resistência tanto à magnetização 
quanto à desmagnetização. 
Os materiais magnéticos moles permitem uma movimentação mais fácil das paredes 
dos domínios magnéticos, resultando em menor dissipação energética duranteos processos de 
magnetização e desmagnetização. Esses materiais são normalmente utilizados nos núcleos de 
transformadores, motores e geradores, fins para os quais são necessárias alta permeabilidade, 
baixo campo coercitivo (Hc) e ciclos de histerese reduzidos (Morgan, 2013; Chikazumi, 2009). 
Após serem magnetizados, os materiais magnéticos duros tendem a resistir a 
influências desmagnetizantes, incluindo campos magnéticos externos e o próprio campo 
magnético interno. Isso é devido à maior dificuldade no movimento das paredes dos domínios 
magnéticos nesses materiais, levando a ciclos de histerese mais amplos e um alto campo 
27 
 
coercitivo (Hc), características desejáveis para ímãs permanentes em vários tipos de medidores 
elétricos, alto-falantes e outros dispositivos (Morgan, 2013; Chikazumi, 2009). 
O campo coercitivo (Hc) refere-se à intensidade do campo magnético necessário para 
reduzir a magnetização de um material para zero após a magnetização ter sido saturada. Um 
baixo Hc indica que o material pode ser facilmente magnetizado e desmagnetizado, enquanto 
um mais elevado indica que o material é mais resistente à desmagnetização. Os aços, quando 
temperados, tem um acréscimo na coercividade Hc (Cullity e Graham, 2009). 
A Figura 2.21 apresenta as curvas de histerese características para cada um dos grupos 
citados acima. 
 
Figura 2.21: Curvas de histerese para materiais magnéticos moles e duros (Callister Jr., 2016). 
 
As perdas energéticas por histerese ocorrem devido à energia necessária para alternar 
as paredes dos domínios magnéticos durante os processos de magnetização e desmagnetização. 
Elementos como impurezas, defeitos na estrutura cristalina e precipitados nos materiais 
magnéticos moles funcionam como obstáculos que dificultam o movimento das paredes dos 
domínios nesses ciclos de magnetização, resultando em um aumento das perdas de energia por 
histerese. Além disso, a deformação plástica, que eleva a densidade de discordâncias, também 
contribui para o aumento dessas perdas. De modo geral, a área contida dentro do laço de 
28 
histerese representa a quantidade de energia dissipada devido à histerese magnética (Smith e 
Hashemi, 2019). 
2.6 ANISOTROPIA MAGNETOCRISTALINA 
Os materiais cristalinos têm os átomos ordenados em arranjos periódicos, isto gera 
direções preferenciais para algumas propriedades, tal como as mecânicas e as magnéticas. No 
caso das propriedades magnéticas, esta é chamada anisotropia magnetocristalina, onde as 
curvas de magnetização podem ser diferentes segundo a direção da aplicação do campo 
magnético. Num monocristal, existem direções preferenciais de magnetização, as chamadas 
“direções de fácil magnetização”, estas se dão em algumas das direções cristalográficas. Na 
Figura 2.22 observa-se a anisotropia magnética existente num cristal de ferro de estrutura CCC 
e num cristal de níquel, estrutura CFC, para as três diferentes famílias de direções 
cristalográficas. A anisotropia magnetocristalina existente nos cristais de simetria cúbica é 
menor do que em simetrias mais complexas. Por exemplo, a anisotropia será maior para 
estruturas tetragonais, cujo grau de simetria é menor. 
 
Figura 2.22: Anisotropia magnética observada nas curvas de magnetização para as três diferentes famílias de direções 
cristalográficas num cristal de ferro de estrutura CCC e num cristal de níquel, estrutura CFC (Chiaverini, 2005). 
 
29 
 
2.7 FERRITOSCOPIA 
Esta técnica de medição não destrutiva oferece uma significativa vantagem em 
comparação com outras, uma vez que o equipamento utilizado é portátil, permitindo a 
realização de medidas não apenas em ambientes laboratoriais, mas também em campo. Além 
disso, a operação do aparelho é simples e rápida, visto que basta realizar o contato do medidor 
no corpo de prova, movê-lo para longe do material e observar o valor do percentual de ferrita 
exibido no visor do equipamento. (Pardal, 2009). 
O ferritoscópio, instrumento usado nesse ensaio, mede a quantidade de ferrita na faixa 
de 0,1% a 80% ou de 0 a 120 FN (ferrite number). Ele opera através do princípio de indução 
magnética, no qual um núcleo de ferro com uma bobina de excitação aplica uma corrente 
alternada de baixa frequência (168 Hz) gerando um campo magnético oscilante, como mostrado 
na Figura 2.23. Quando um dos polos da sonda se aproxima de uma amostra de aço, os grãos 
de ferrita presentes no material reforçam o campo magnético alternado. A intensidade dessa 
diferença de voltagem reflete o componente magnetizável na estrutura cristalina, tornando, 
dessa forma, possível calcular o teor da fase ferromagnética. No entanto, vale ressaltar que o 
método não distingue entre ferrita delta e martensita de deformação devido a suas respostas 
magnéticas semelhantes (Maréchal, 2011; Helmut-Fischer, 2012). 
 
Figura 2.23: Esquema ilustrativo do princípio de funcionamento do ferritoscópio (Helmut-Fischer, 2012) – Adaptado. 
30 
Além disso, o ferritoscópio é muito utilizado para quantificar austenita retida. O ensaio 
parte do princípio de que a austenita retida é paramagnética, enquanto a ferrita e a martensita 
são ferromagnéticas (Carvalho, 2013). A martensita magnética e a austenita paramagnética são 
duas formas cristalinas de materiais que apresentam propriedades magnéticas distintas. A 
martensita é uma fase cristalina ferromagnética caracterizada por apresentar um arranjo 
cristalino tetragonal distorcido, que lhe confere uma alta magnetização, porém menor que a 
magnetização da ferrita. Por outro lado, a austenita é uma fase cristalina paramagnética na qual 
os átomos não possuem um arranjo magnético definido, resultando em uma baixa magnetização 
(Battistini, Benasciutti e Tassi, 1994). 
Talonen et al., (2004) compararam diferentes métodos para medir o teor de martensita 
alfa induzida por deformação em aços austeníticos e concluíram que as leituras do ferritoscópio 
podem ser convertidas para os teores reais de martensita α utilizando a equação (2.9) a seguir: 
 
 𝑐∝′(𝑚𝑎𝑠𝑠%) = 1.7 × 𝐹 (2.9) 
 
Onde Cα’ é a fração volumétrica da martensita e F é a fração volumétrica de ferrita. Em 
outras palavras, esta equação indica que a ferrita tem mais sinal magnético do que a martensita; 
e que, para a martensita e a ferrita terem mesmo sinal magnético, a martensita deve ter uma 
massa 1.7 vezes maior do que a da ferrita. Segundo o manual do equipamento, esta equação se 
aplica quando a amostra analisada é de estrutura martensítica. 
Esta equação não é adequada para aplicação neste estudo devido à observação de que 
o sinal magnético da martensita varia conforme o teor de carbono. Portanto, é necessário 
considerar que esta equação pode ser aprimorada para uma análise mais precisa. 
A calibração do instrumento é realizada com a utilização de blocos fornecidos pelo 
fabricante onde o teor de ferrita em cada um desses blocos é conhecido, como mostrado na 
Tabela 2.1, permitindo assim garantir a calibração do ferritoscópio antes de seu uso. 
 
31 
 
 
Figura 2.24: Caixa com blocos fornecidos pelo fabricante para a calibração do ferritoscópio. 
 
Tabela 2.1: Valores de Ferrita (em %) dos blocos usados na calibração do ferritoscópio em função do ferrite number. 
Bloco Ferrita (%) 
Base 100 
0,53 FN 0,67 
1,26 FN 1,70 
10,6 FN 11,6 
52,9 FN 42,2 
130 FN 86 
 
2.8 MICROSCOPIA ÓPTICA 
A metalografia óptica é utilizada para analisar detalhes internos de materiais como 
metais e outros materiais no nível micrométrico, com ampliação de até 2000×. Por meio dela 
são obtidas informações sobre tamanho de grãos, fases presentes, danos e defeitos internos 
(Smith e Hashemi, 2019). As investigações desse tipo que utilizam o microscópio óptico são 
frequentemente chamadas metalográficas, uma vez que os metais foram os primeiros materiais 
a serem examinados com o emprego dessa técnica (Callister Jr., 2016). 
O procedimento se inicia com o preparoda superfície da amostra através de etapas 
múltiplas e detalhadas, incluindo desbastes que removem arranhões e camadas deformadas, 
32 
seguidas por polimentos para eliminar arranhões menores e alcançar uma superfície lisa e sem 
marcas. Posteriormente, a superfície polida é tratada com agentes químicos de ataque, 
escolhidos de acordo com o material, criando sulcos nos contornos de grão devido ao ataque 
ser mais reagente nestas áreas (Smith e Hashemi, 2019). Além disso, quando a microestrutura 
de uma liga bifásica vai ser examinada, seleciona-se, em geral, um reagente que produza uma 
textura diferente para cada fase, de tal modo que as diferentes fases possam ser distinguidas 
umas das outras (Callister Jr., 2016). Por fim, a amostra é então examinada sob um microscópio 
óptico, que utiliza luz visível incidente. 
Quando expostos à luz incidente em um microscópio óptico, os sulcos formados 
durante a etapa de ataque químico em uma amostra não refletem a luz tão intensamente quanto 
o restante do material do grão. Essa menor reflexão faz com que os sulcos se destaquem como 
linhas escuras, permitindo a visualização dos limites entre os grãos. Além disso, impurezas, 
diferentes fases do material e quaisquer defeitos internos também apresentam respostas distintas 
ao ataque químico, o que fica evidente nas imagens fotomicrográficas da superfície da amostra 
(Smith e Hashemi, 2019). 
O efeito do ataque químico, representado na Figura 2.25, em uma superfície polida de 
uma amostra de aço observado no microscópio óptico inclui várias etapas. 
Primeiramente, em (a), na condição de polimento, nenhuma característica 
microestrutural é observada, pois superfície polida é uniforme e não revela detalhes da 
microestrutura do aço; em (b), após o ataque químico em um aço com muito baixo teor de 
carbono, por exemplo, apenas os limites de grão são intensamente atacados quimicamente, 
fazendo com que apareçam como linhas escuras na microestrutura óptica. Esta ação do ataque 
químico realça os contornos dos grãos, que são áreas onde os átomos estão menos densamente 
empacotados e, portanto, são mais suscetíveis à reação química. 
33 
 
 
Figura 2.25: O efeito do ataque químico em uma superfície polida de uma amostra de aço sobre a microestrutura observada 
no microscópio óptico (Smith e Hashemi, 2019) - Adaptado. 
 
Por fim, em (c), após o ataque químico de uma amostra de aço com teor médio de 
carbono, regiões escuras (perlita) e claras (ferrita) são observadas na microestrutura. As regiões 
mais escuras de perlita foram mais severamente atacadas pelo atacante e, por isso, refletem 
menos luz (Smith e Hashemi, 2019). 
2.9 MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA (MEV) 
O Microscópio Eletrônico de Varredura (MEV), em inglês Scanning Electron 
Microscopy (SEM), é um dos mais versáteis instrumentos disponíveis para a observação e 
análise das características microestruturais de materiais sólidos. Nele, a superfície de uma 
amostra é percorrida por um feixe de elétrons, cujo sinal é coletado e exibido em uma tela de 
forma sincronizada. 
A superfície a ser observada pode ou não ter sido polida e pode ter sido submetida a 
tratamento químico, contudo, deve ser condutora de eletricidade; caso contrário, pode ser 
aplicado um revestimento metálico superficial. As ampliações possíveis variam de 10 a 500.000 
vezes, assim como as profundidades de campo podem ser consideráveis. Dispositivos 
acessórios possibilitam análises qualitativas e semiquantitativas da composição elementar em 
áreas específicas da amostra (Callister Jr., 2016). 
34 
 
Figura 2.26: Desenho esquemático dos componentes básicos do MEV (Dedavid, Gomes e Machado, 2007). 
 
É utilizado para caracterização e análise da microestrutura de amostras, podendo ser 
empregado em diversos campos do conhecimento, pois, além de gerar imagens com aspecto 
tridimensional e com alta resolução, fornece informações sobre a natureza química do material, 
além de permitir a identificação da estrutura, da morfologia, dos elementos químicos e da 
topografia da superfície da amostra. O MEV convencional apresenta uma coluna óptico-
eletrônica adaptada a uma câmara porta-amostra aterrado, sistema eletrônico, detectores e 
sistema de vácuo, conforme Figura 2.26 (Dedavid, Gomes e Machado, 2007). 
2.10 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X (DRX) 
O ensaio de difração de raios-X fundamenta-se na interação dos raios-X com a 
estrutura cristalina de um material. Ao incidir sobre um cristal, o feixe de raios-X dispersa-se 
pelos átomos dispostos em uma rede cristalina regular, originando padrões de interferência 
específicos, conforme observado pela Figura 2.27 (Cullity e Graham, 2009). 
35 
 
 
Figura 2.27: Difração de raios-X por planos de átomos (A–A’ e B–B’) (Callister Jr., 2016) - Adaptado. 
 
A difração de raios-X segue a Lei de Bragg (Eq. 2.12), que estipula que, para ocorrer 
a interferência construtiva e a formação de um padrão de difração, a diferença de caminho 
óptico entre os raios-X difratados por dois planos cristalinos paralelos deve ser igual a um 
múltiplo inteiro do comprimento de onda dos raios-X incidentes. 
 
 𝑆𝑄̅̅̅̅ + 𝑄𝑇̅̅ ̅̅ = 𝑛𝜆 (2.10) 
 
 𝑑𝑠𝑒𝑛(𝜃) + 𝑑𝑠𝑒𝑛(𝜃) = 𝑛𝜆 (2.11) 
 
 2𝑑𝑠𝑒𝑛(𝜃) = 𝑛𝜆 (2.12) 
 
Na equação 2.12, d é a distância entre os planos em metros, 𝜃 é o ângulo formado entre 
o feixe incidente e o plano atômico em rad, n é um número inteiro adimensional e 𝜆 é o 
comprimento de onda dos raios-X incidentes em metros. 
O dispositivo empregado na análise da estrutura cristalina de materiais por meio da 
técnica de difração de raios-X é o difratômetro. Seu funcionamento envolve a varredura da 
36 
amostra em relação ao feixe de raios-X em diferentes ângulos de incidência. Um detector 
registra a intensidade dos raios-X difratados em cada ângulo, gerando um padrão de difração. 
Cada pico presente no padrão de difração está associado à posição dos átomos na 
estrutura cristalina. A partir dessas informações, é possível determinar a fase do material 
cristalino. A largura dos picos está associada a tensões residuais e defeitos na rede cristalina. 
Esse processo inclui a comparação dos dados experimentais com padrões de difração teóricos 
ou bancos de dados existentes, possibilitando a identificação da correspondente estrutura 
cristalina (Buerger, 1942). 
37 
 
3 MATERIAIS E MÉTODOS 
A metodologia utilizada para desenvolver o trabalho consistiu em três etapas principais. 
Inicialmente, foram obtidas 7 amostras de aço com teores de carbono diferentes: 0,0% (IF); 
0,2% (1020); 0,45% (1045); 0,75% (1075); 0,80% (1080); 0,95% (1095) e acima de 2% (FoFo). 
Três destas amostras de aço carbono com teores de carbono diferentes (1075, 1080 e 1095) 
foram compradas em loja online especializada em materiais para cutelaria (Loja do Cuteleiro); 
três amostras doadas pelo departamento de Química da UFF, aço IF (Intersticial Free), aço 
carbono1020 e aço carbono 1045 e uma amostra de ferro fundido (FoFo) retirada de um disco 
de freio de automóvel. Posteriormente, as amostras foram cortadas em três partes cada uma e 
submetidas a três tratamentos térmicos diferentes: têmpera em água, normalização e 
recozimento pleno. Os 3 tratamentos foram realizados juntos a 1000 ºC durante 15 min, então 
uma parte foi temperada em água, outra parte resfriada ao ar e outra parte deixada para resfriar 
no forno desligado por aproximadamente 24h até atingir a temperatura ambiente. Por fim, foram 
realizados ensaios de ferritoscopia em cada uma das amostras, Microscopia Óptica nas amostras 
temperadas e recozidas, Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) nas amostras recozidas e 
Difração de raios-X (DRX) nas amostras temperadas. 
A Figura 3.1 apresenta a composição química da série AISI 1000 de aços carbonos 
simples. 
 
Figura 3.1: Composição química da série AISI 1000 de aços carbono simples (wt. %). (Jiles, 1988). 
 
3.1 PREPARAÇÃO DAS AMOSTRAS