Mestrado - VERSÃO BIBLIOTECA_Rev 3

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INSTITUTO FEDERAL DO ESPÍRITO SANTO 
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA METALÚRGICA E DE 
MATERIAIS 
 
 
ÉRICA SIMÕES RODRIGUES 
 
 
 
 
 
 
IDENTIFICAÇÃO DE CONSTITUINTES DE UM SÍNTER SIDERÚRGICO POR 
MEIO DE TÉCNICAS DE ANÁLISE QUANTITATIVAS E QUALITATIVAS 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Vitória 
2021 
 
 
ÉRICA SIMÕES RODRIGUES 
 
 
 
IDENTIFICAÇÃO DE CONSTITUINTES DE UM SÍNTER SIDERÚRGICO POR MEIO 
DE TÉCNICAS DE ANÁLISE QUANTITATIVAS E QUALITATIVAS 
 
 
 
Dissertação apresentada ao Programa de Pós-Graduação em 
Engenharia Metalúrgica e de Materiais do Instituto Federal do 
Espírito Santo, como requisito parcial à obtenção do Título de 
Mestre em Engenharia Metalúrgica e de Materiais. 
Orientador: Prof. Dr. Ramiro da Conceição do Nascimento 
Júnior 
Coorientador: Prof. Dr. Marcos Tadeu D'Azeredo Orlando 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Vitória 
2021 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Dados Internacionais de Catalogação-na-Publicação (CIP) 
(Biblioteca Nilo Peçanha do Instituto Federal do Espírito Santo) 
 
 
R696i Rodrigues , Érica Simões. 
 Identificação de constituintes de um sínter siderúrgico por meio de 
técnicas de análise quantitativas e qualitativas / Erica Simões Rodrigues. 
– 2021. 
 159 f. : il. ; 30 cm. 
 
 Orientador: Ramiro da Conceição do Nascimento Junior. 
 
 Coorientador: Marcos Tadeu D’Azeredo Orlando 
 
 Dissertação (Mestrado) – Instituto Federal do Espírito Santo, 
Programa de Pós-graduação em Engenharia Metalúrgica e de Materiais, 
Vitória, 2021. 
 
 1. Metalurgia. 2. Sinterização. 3. Química analítica . 4. Ferro – 
Metalurgia. 5. Processos de fabricação. 6. Siderurgia. 7. Resistência de 
materiais. I. Nascimento Junior, Ramiro da Conceição do. II. Orlando, 
Marcos Tadeu D’Azeredo. III. Instituto Federal do Espírito Santo. 
IV.Título. 
 
 CDD 21 – 669 
Elaborada por Bruno Giordano Rosa – CRB-6/ES - 699 
 
 
 
 
 
AGRADECIMENTOS 
Agradeço a Deus por todas as bençãos concedidas até hoje e por sempre iluminar 
meus caminhos. 
Aos meus pais, Alice Cristina e Deuscelio, por todo apoio, amor, carinho e 
compreensão. 
Ao meu noivo, Anderson, pela compreensão e carinho. 
Ao Prof. Dr. Ramiro, pelo incentivo, suporte, ensinamento e por ter proporcionado 
várias dicussões interessantes durante o desenvolvimento do trabalho. 
Ao Prof. Dr. Marcos Tadeu, pelo incentivo, ensinamentos, orientações e por ter aberto 
as portas do seu laboratório. 
Ao João Batista, um grande amigo, que sempre incentivou a minha entrada no 
mestrado, me orientou até agora e por ter compartilhado muitos ensinamentos. 
À Mariane Miranda, minha grande amiga, que me apoiou durante todo mestrado, além 
de ter me ensinado muitas coisas sobre caracterização. 
À Lorena, minha amiga, que também me apoiou durante o mestrado e me ajudou 
quando precisei. 
À ArcelorMittal Tubarão, em especial o Global R&D Brazil Center, por dispobilizar os 
equipamentos e amostras para desenvolvimento do projeto. 
Às técnicas, Luciana e Heidy, pela realização das análises por MEV e Microscopia 
Óptica. 
Ao Ifes, pela oportunidade. 
A todos que, direta ou indiretamente, contribuíram para o desenvolvimento deste 
trabalho. 
 
 
 
 
 
 
 
RESUMO 
As propriedades físicas e metalúrgicas do sínter geralmente são influenciadas pelas 
fases formadas (hematita, magnetita, ferritos de cálcio e silicatos) durante o processo 
de sinterização, sendo elas relacionadas à composição química da mistura e ao 
próprio processo de sinterização. Atualmente, o minério de ferro, principal matéria 
prima utilizada para produção de sínter, está apresentando elevados teores de 
impurezas e devido a essa degradação está sendo observada uma redução de 
qualidade do sínter produzido. Em virtude desse cenário, técnicas de caracterização 
estão sendo desenvolvidas a fim de melhorar a compreensão dos parâmetros de 
qualidade do produto obtido após o processamento, além de possibilitar o 
monitoraramento e otimização do processo produtivo. Nesse trabalho foram avaliadas 
quatro técnicas de caracterização, sendo elas a Microscopia Óptica, Difração de 
Raios-X, Susceptibilidade Magnética Mássica e EBSD, com o objetivo de verificar as 
vantagens e desvantagens de cada uma quando aplicadas à caracterização do sínter 
e também correlacionar os resultados de quantificação de fases e susceptibilidade 
magnética mássica com os parâmetros físicos e metalúrgicos de cada amostra. A 
primeira abordagem desse estudo contemplou a avaliação dos parâmetros físicos e 
metalúrgicos do sínter com sua qualidade química, sendo observada correlações 
entre eles. Em relação ao parâmetro metalúrgico, foi observado que ao reduzir o FeO 
em 6,71%, o RDI aumentou 21,76%. E, referente ao parâmetro físico, foi observado 
que ao reduzir 4,55% da basicidade binária, houve uma redução de 3,21% do Shatter 
Index. Porém, o motivo dessas variações não foi identificado devido às limitações das 
técnicas de análise química utilizadas. Portanto, tornou-se necessário o emprego de 
técnicas mais sofisticadas, como as citadas acima. Com a caracterização do sínter foi 
possível observar que a variação de RDI estava relacionada ao teor de magnetita 
presente no sínter, ou seja, ao aumentar 29,65% dessa fase, o RDI reduziu 21,76%. 
E, em relação ao Shatter Index, foi observado uma redução com a diminuição da razão 
entre os ferritos e os silicatos. Em suma, pode-se concluir que o emprego de técnicas 
de caracterização possibilita o melhor entendimento das variações dos parâmetros de 
qualidade do sínter. 
Palavras-chave: Sínter; Técnicas de caracterização; Parâmetros de processo. 
 
 
 
 
ABSTRACT 
The physical and metallurgical properties of iron ore sinter are generally influenced by 
the phases formed during the sintering process (hematite, magnetite, calcium ferrites 
and silicates), which are related to the chemical composition of the mixture and to the 
sintering process itself. The current degradation of iron ore (main raw material for sinter 
production) used is causing the reduction of sinter quality. Due to this scenario, some 
characterization techniques are being developed to improve the understanding of the 
quality parameters of the product obtained after processing and in addition enabling 
the monitoring and optimization of the production process. In this work, some 
characterization techniques were evaluated (Optical Microscopy, X-Ray Diffraction, 
Mass Magnetic Susceptibility and EBSD) and the objective were to verify the 
advantages and disadvantages of each technique and also to correlate the results 
obtained regarding the phase quantification and mass magnetic susceptibility with the 
physical and metallurgical parameters of iron ore sinter. The first approach of this study 
included the evaluation of the sinter's physical and metallurgical parameters with their 
chemical quality and some correlations were observed between them. Regarding the 
metallurgical parameter, it was observed the increase of RDI in 21.76% when the FeO 
was reduced by 6.71%. Related to the physical parameter, it was observed the 
reduction of 3.21% in the Shatter Index when the binary basicity reduced by 4.55%. 
However, the reason for these variations was not identified due to the limitations of the 
chemical analysis techniques used. Therefore, it became necessary to employ more 
sophisticated techniques, such as those mentioned above. Using some 
characterization techniques, it was observed the variation of RDI and these was related 
to the magnetite content present in the sinter. Increasing 29.65% of this phase, the 
RDI was reduced by 21.76%. In relation to the Shatter Index, a reduction was observed 
when the ratio between ferrites and silicates decreased. In short, it can be concluded 
that theuse of characterization techniques allows a better understanding of the 
variations in the sinter quality parameters. 
Keywords: Sinter; Characterization Techniques; Process Parameters. 
 
 
 
 
 
LISTA DE FIGURAS 
Figura 1 - Fases presentes no sínter: 1. Ferrito de cálcio acicular, 2. Ferrito de cálcio 
colunar, 3. Hematita secundária. ............................................................................... 15 
Figura 2 - Constituição do Microscópio óptico. .......................................................... 18 
Figura 3 - Microscopia óptica de sínter: exemplo com regiões de cores diferentes. . 19 
Figura 4 - Reflexão da luz e captura pelas lentes. .................................................... 19 
Figura 5 - Análise via microscopia óptica de minério de ferro: (a) sem polarização; (b) 
com polarização. ....................................................................................................... 20 
Figura 6 - Anéis de Debye-Scherrer. ......................................................................... 24 
Figura 7 - Representação dos picos difratados e aleatoriedade do material. ............ 25 
Figura 8 - Exemplo de equipamento: L – Fonte de raios-x, G – Fenda soller, B – Fenda 
Divergente, C – amostra, D – Fenda Receptora, E – Fenda soller, F – fenda de 
espalhamento e T – Detector de Raios-X. ................................................................ 26 
Figura 9 - Difratograma representativo de amostras com região cristalina e halo 
amorfo. ...................................................................................................................... 27 
Figura 10 - Momento magnético associado ao (a) movimento orbital do elétron e (b) 
rotação ao redor do próprio eixo. .............................................................................. 28 
Figura 11 - Configuração dos dipolos magnéticos para um material diamagnético sem 
e com campo externo. ............................................................................................... 29 
Figura 12 - Configuração dos dipolos magnéticos para um material paramagnético 
sem e com campo externo. ....................................................................................... 30 
Figura 13 - Configuração dos dipolos magnéticos para um material ferromagnético 
sem campo externo. .................................................................................................. 30 
Figura 14 - Configuração dos dipolos magnéticos para um material antiferromagnético.
 .................................................................................................................................. 31 
Figura 15 - Cones de Kossel. .................................................................................... 32 
Figura 16 - Tela fosforescente. .................................................................................. 33 
Figura 17 - Interseção das linhas de Kikuchi. ............................................................ 33 
Figura 18 - Diagrama de equilíbrio Fe-O. .................................................................. 34 
Figura 19 - Distribuição dos íons ferro e oxigênio na estrutura cristalina da hematita.
 .................................................................................................................................. 35 
Figura 20 - Hematitas primárias (He2). ...................................................................... 35 
Figura 21 - Hematita secundária - He3. SF2 - Ferrito de Cálcio. ............................... 36 
Figura 22 - Estrutura Cristalina da Magnetita. ........................................................... 37 
 
 
Figura 23 - Estrutura cristalina da Hematita. ............................................................. 38 
Figura 24 - Crescimento do plano 0001 da hematita em relação ao plano 111 da 
magnetita................................................................................................................... 39 
Figura 25 - Estrutura cristalina da Magnetita: a) Distribuição dos íons na estrutura 
espinélio invertido; b) Sítios tetraédricos (A) e octaédricos (B). ................................ 39 
Figura 26 - Ordenamento ferrimagnético. ................................................................. 40 
Figura 27 - Configuração do momento magnético dos íons Fe2+ e Fe3+. .................. 40 
Figura 28 - Magnetita secundária (Mt3 e Mt4). ........................................................... 41 
Figura 29 - Estrutura cristalina da larnita. .................................................................. 42 
Figura 30 - Morfologia da Larnita. ............................................................................. 42 
Figura 31 - Diagrama binário CaO x Fe2O3. .............................................................. 45 
Figura 32 - Esquema de formação de fases durante o processo de sinterização. – . 46 
Figura 33 - Difratogramas gerados em diversas temperaturas. ................................ 46 
Figura 34 - Fases formadas nos ensaios com as amostras: a-air, b-air e b-0,005. ... 47 
Figura 35 - Fases formadas nos ensaios com a amostra a-air, a partir de 1100ºC (1373 
K). .............................................................................................................................. 48 
Figura 36 - Fases formadas nos ensaios com a amostra b-air, a partir de 1100ºC (1373 
K). .............................................................................................................................. 49 
Figura 37 - Fases formadas nos ensaios com a amostra b-0,005, a partir de 1100ºC 
(1373 K)..................................................................................................................... 50 
Figura 38 - Morfologias referentes às fases: (a) SFCA-I e (b) SFCA. ....................... 51 
Figura 39 - Estrutura cristalina SFCA-I: primeira camada. ........................................ 52 
Figura 40 - Estrutura cristalina SFCA-I: segunda camada. ....................................... 53 
Figura 41 - Estrutura cristalina SFCA: primeira camada. .......................................... 54 
Figura 42 - Estrutura cristalina SFCA: segunda camada. ......................................... 54 
Figura 43 – Esquema ilustrativo da amostra após o teste Shatter. ........................... 55 
Figura 44 – Esquema ilustrativo da amostra após o teste Tumbler. .......................... 56 
Figura 45 - Evolução do Tumbler Index x Composição química Química. ................ 56 
Figura 46 - Evolução Tumbler Index x Parâmetros de Processo. ............................. 57 
Figura 47 - Evolução RDI x FeO. .............................................................................. 59 
Figura 48 - Evolução RDI x Alumina. ........................................................................ 60 
Figura 49 - Comparativo entre análise via Microscopia Óptica e QEMSCAN. .......... 61 
 
 
Figura 50 - Comparação entre técnicas de caracterização. QXRD - Quantificação via 
DRX, PC - Contagem de pontos, AIA - Análise de Imagem Automática, QS - 
QEMSCAN e TIMA. ................................................................................................... 62 
Figura 51 - Comparação entre via úmida e Rietveld. ................................................ 63 
Figura 52 - Resultados da composição química, quantificação de fases e qualidade do 
sínter. ........................................................................................................................ 64 
Figura 53 - Micrografia das amostras de sínter analisadas. ...................................... 65 
Figura 54 - a – e) Microscopia Óptica do sínter com baixo teor de alumina e basicidade 
variando entre 1,2 e 2,0. ........................................................................................... 66 
Figura 55 - a – e) Microscopia Óptica do sínter com alto teor de alumina e basicidadevariando entre 1,2 e 2,0. ........................................................................................... 67 
Figura 56 - Tumbler index versus SFCA. .................................................................. 68 
Figura 57 - RDI versus Magnetita. ............................................................................. 69 
Figura 58 - RDI versus Poros. ................................................................................... 69 
Figura 59 - Correlação entre a Susceptibilidade Magnética Mássica e o teor de FeO.
 .................................................................................................................................. 70 
Figura 60 - Correlação entre a Susceptibilidade Magnética Mássica e RDI. ............. 70 
Figura 61 - Correlação entre a Susceptibilidade Magnética Mássica e Resistência 
Mecânica. .................................................................................................................. 71 
Figura 62 – Representação esquemática do Shatter Test. ....................................... 73 
Figura 63 – Representação esquemática do ensaio RDI. ......................................... 75 
Figura 64 - Embutidora. ............................................................................................. 77 
Figura 65 - Politriz. .................................................................................................... 78 
Figura 66 - Politriz - amostras de sínter. ................................................................... 78 
Figura 67 - Amostra embutida para análise MO e EBSD. ......................................... 79 
Figura 68 - Identificação da Larnita na matriz do sínter. ........................................... 80 
Figura 69 - Imagem após preparação com sílica coloidal. ........................................ 80 
Figura 70 - Microscópio Óptico. ................................................................................. 81 
Figura 71 - Equipamento de Susceptibilidade Magnética. ........................................ 82 
Figura 72 - Bobina do equipamento de Susceptibilidade Magnética. ........................ 82 
Figura 73 - Esquema do equipamento para medir a Susceptibilidade Magnética 
Mássica dos materiais. .............................................................................................. 83 
Figura 74 - Esquema da amostra para o teste de susceptibilidade magnética. ........ 84 
Figura 75 - Amostra de sínter pulverizado. ............................................................... 85 
 
 
Figura 76 - Comparação entre RDI e FeO (%). ......................................................... 87 
Figura 77 - Comparação entre RDI x FeO na literatura. ............................................ 87 
Figura 78 - Comparação entre B2 x Índice Shatter (%). ............................................ 88 
Figura 79 - Comportamento entre Shatter e Basicidade - literatura. ......................... 89 
Figura 80 - Diagrama de fase ternário com regiões de fase líquida (alfa e beta). ..... 90 
Figura 81 - Comparação entre FeO e Magnetita – Microscopia Óptica. ................... 92 
Figura 82 - Padrão de Difração referente ao ferrito de cálcio colunar. ...................... 92 
Figura 83 - Comparação entre Magnetita e RDI (%) – Microscopia Óptica. .............. 93 
Figura 84 - Comparação entre Hematita Secundária e RDI (%) – Microscopia Óptica.
 .................................................................................................................................. 94 
Figura 85 - Comparação entre Índice de Shatter e Relação Ferrito de Cálcio/Silicato – 
Microscopia Óptica. ................................................................................................... 94 
Figura 86 - Difratograma A1. ..................................................................................... 95 
Figura 87 - Difratograma A2. ..................................................................................... 96 
Figura 88 - Difratograma A3. ..................................................................................... 96 
Figura 89 - Comparação entre RDI e Magnetita - DRX. ............................................ 98 
Figura 90 - Comparação entre Razão Ferritos/Silicatos x Índice de Shatter - DRX. . 99 
Figura 91 - Susceptibilidade Magnética Mássica [m3/(Kg x10-4)]. ........................... 100 
Figura 92 - Relação entre Susceptibilidade Magnética Mássica e FeO. ................. 101 
Figura 93 - Relação entre Susceptibilidade Magnética Mássica (m³/(Kgx10-4) e 
Magnetita (%). ......................................................................................................... 101 
Figura 94 - Relação entre Susceptibilidade Magnética Mássica (m³/(Kgx10-4) e 
Hematita Secundária (%). ....................................................................................... 102 
Figura 95 - Relação entre Susceptibilidade Magnética Mássica e RDI. .................. 103 
Figura 96 - Magnetita e Hematita Primária. ............................................................. 105 
Figura 97 - Magnetita x Hematita Secundária x Ferritos de Cálcio. ........................ 106 
Figura 98 - Ferrito de cálcio colunar x Hematita Primária x Magnetita. ................... 107 
Figura 99 - Ferrito de Cálcio acicular. ..................................................................... 107 
Figura 100 - Larnita x Magnetita x Ferrito de Cálcio Acicular. ................................. 108 
Figura 101 – Fase vítrea x Magnetita x Hematita Primária x Ferrito de Cálcio........ 109 
Figura 102 - Oxidação da Magnetita em Hematita. ................................................. 110 
Figura 103 - Micrografia do sínter - Luz polarizada. ................................................ 111 
Figura 104 - Região de oxidação da magnetita em hematita - Luz polarizada. ....... 112 
Figura 105 - Região com Hematita Primária e Magnetita – Luz Polarizada. ........... 113 
 
 
Figura 106 - Classificação morfologia x dependência do seccionamento. 1) amostra 
não seccionada; 2) secção longitudinal: fase colunar; 3) secção transversal: fase 
acicular. ................................................................................................................... 114 
Figura 107 - Identificação de fases via EBSD - região de análise. .......................... 115 
Figura 108 - Análise da interface entre as fases hematita/magnetita. ..................... 116 
Figura 109 - Resultado Lattice Correlation Boundaries. .......................................... 117 
Figura 110 - IPF Magnetita. ..................................................................................... 118 
Figura 111 - IPF Hematita. ...................................................................................... 119 
Figura 112 - Região Hematita Secundária - EBSD. ................................................ 119 
Figura 113 - Quantificação Hematita/Magnetita. ..................................................... 120 
Figura 114 - Micrografia do sínter - Campo Claro. .................................................. 121 
Figura 115 - IPF Hematita Secundária. ................................................................... 122 
Figura 116 - Diferenciação entre Magnetita e Magnésio Ferrita. ............................. 123 
Figura 117 - Espectro eletromagnético. .................................................................. 139 
Figura 118 - Espectro de Bremsstrahlung. .............................................................. 139 
Figura 119 - Radiação característica do Molibdênio. .............................................. 140 
Figura 120 - Tubo de raios-x. .................................................................................. 141 
Figura 121 - Interação entre elétrons e amostra. .................................................... 145 
Figura 122 - Representação das linhas de Kikuchi no espaço Hough.................... 146 
Figura 123 - Conversão de coordenadas cartesianas para polares. ....................... 147 
Figura 124 - Curva de Astier. .................................................................................. 149 
Figura 125 - Partículas do sínter feed. .................................................................... 151 
Figura 126 - Processo de sinterização. ................................................................... 152 
Figura 127 - Tambor de mistura. ............................................................................. 153 
Figura 128 - Formação da micro pelota. ................................................................. 154 
Figura 129 - Zonas formadas ao longo do leito de sinterização. ............................. 155 
Figura 130 - Perfil de distribuição de temperatura ideal no leito de micro pelotas. . 156 
Figura 131 - Reações entre os finos. ...................................................................... 158 
 
 
 
 
 
https://arcelormittal-my.sharepoint.com/personal/erica_rodrigues_arcelormittal_com_br/Documents/Novos%20documentos%20-%202021/Erica/Mestrado%20-%20VERSÃO%20BIBLIOTECA.docx#_Toc74405411
 
 
LISTA DE TABELAS 
Tabela 1 - Fases do sínter observadas via Microscopia Óptica. ............................... 21 
Tabela 2 - Valores de Susceptibilidade Magnética. ................................................... 29 
Tabela 3 - Formação dos Ferritos de Cálcio. ............................................................ 44 
Tabela 4 - Composição química das amostras analisadas. ...................................... 47 
Tabela 5 - Parâmetros de rede da fase SFCA-I. ....................................................... 52 
Tabela 6 - Valores de massa e altura das amostras analisadas. .............................. 84 
Tabela 7 - Análise química das amostras A1 – A3 (%). ............................................ 86 
Tabela 8 - Parâmetros metalúrgico e físico do sínter (%). ........................................ 86 
Tabela 9 - Mineralogia do sínter (%). ........................................................................ 91 
Tabela 10 - Quantificação das Fases via DRX (%). .................................................. 97 
Tabela 11 - Parâmetros estatísticos DRX. ................................................................ 97 
Tabela 12 - Análises possíveis de cada técnica. ..................................................... 124 
Tabela 13 – Fases x Diferentes técnicas de caracterização. .................................. 125 
Tabela 14 - Tipos de anodo..................................................................................... 141 
Tabela 15 - Intervalo de temperatura x formação de fases. .................................... 159 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
LISTA DE SIGLAS 
RDI Degradação sob redução 
SFCA Silicoferrite of calcium and aluminum 
RI Redutibilidade 
CFC Cúbica de Face Centrada 
MEV Microscópio eletronico de varredura 
EBSD Electron Backscatter Diffraction 
DRX Difração de raios-x 
QEMSCAN Microscopy Quantitative Evaluation of Minerals by Scanning Electron 
TIMA TESCAN Integrates Mineral Analysis 
EPMA Electron probe micro-analyzer 
PLSR Regressão parcial de mínimos quadrados 
B2 Basicidade 
FRX Fluorescencia de Raios – X 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
SUMÁRIO 
 
1 INTRODUÇÃO ................................................................................................ 15 
2 OBJETIVOS .................................................................................................... 17 
2.1 OBJETIVOS GERAIS ..................................................................................... 17 
2.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS ........................................................................... 17 
3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ........................................................................... 18 
3.1 TÉCNICAS DE CARACTERIZAÇÃO .............................................................. 18 
3.1.1 Microscopia Óptica ...................................................................................... 18 
3.1.2 Difração de Raios-X...................................................................................... 23 
3.1.3 Susceptibilidade Magnética Mássica.......................................................... 27 
3.1.4 EBSD...............................................................................................................31 
3.2 FASES ............................................................................................................ 34 
3.2.1 Óxidos de Ferro ............................................................................................ 34 
3.2.2 Fases Escorificadas ..................................................................................... 42 
3.2.3 Ferritos de Cálcio ......................................................................................... 43 
3.3.1 Shatter e Tumbler Index ............................................................................... 55 
3.3.2 Redutibilidade ............................................................................................... 57 
3.3.3 Degradação sob redução ............................................................................. 58 
3.4 APLICAÇÕES DAS TÉCNICAS DE CARACTERIZAÇÃO ............................. 60 
3.4.1 Comparação entre técnicas de caracterização – Microscopia Óptica, MEV 
e DRX.........................................................................................................................60 
3.4.2 Difração de Raios-X...................................................................................... 63 
3.4.3 Microscopia Óptica ...................................................................................... 64 
3.4.4 Susceptibilidade Magnética Mássica.......................................................... 69 
4 MATERIAIS E MÉTODOS ............................................................................. 72 
4.1 CARACTERIZAÇÃO QUÍMICA ...................................................................... 72 
4.1.1 Determinação do FeO – Via Úmida ............................................................. 72 
4.1.2 Caracterização química via Fluorescência de Raios-X ............................. 72 
4.2 CARACTERIZAÇÃO FÍSICA .......................................................................... 73 
4.2.1 Shatter test .................................................................................................... 73 
4.3 CARACTERIZAÇÃO METALÚRGICA ............................................................ 74 
4.3.1 RDI... .............................................................................................................. 74 
4.5 CARACTERIZAÇÃO DAS AMOSTRAS ......................................................... 77 
4.5.1 Preparação para Microscopia Óptica/Eletrônica de Varredura ................ 77 
 
 
4.5.2 Microscopia Óptica ...................................................................................... 81 
4.5.3 Susceptibilidade Magnética Mássica.......................................................... 81 
4.5.4 Difração de Raios-X...................................................................................... 85 
4.5.5 EBSD ............................................................................................................. 85 
5 RESULTADOS E DISCUSSÃO ..................................................................... 86 
5.1 TÉCNICAS QUANTITATIVAS ........................................................................ 86 
5.1.1 Análise Química ........................................................................................... 86 
5.1.2 Microscopia Óptica ......................................................................................91 
5.1.3 Difração de Raios-X...................................................................................... 95 
5.1.4 Susceptibilidade Magnética Mássica........................................................ 100 
5.2 TÉCNICAS QUALITATIVAS ......................................................................... 104 
5.2.1 Microscopia Óptica .................................................................................... 104 
5.2.2 EBSD ........................................................................................................... 114 
5.3 RESUMO DAS TÉCNICAS .......................................................................... 124 
6 CONCLUSÕES ............................................................................................ 126 
7 TRABALHOS FUTUROS ............................................................................. 128 
 REFERÊNCIAS ............................................................................................ 129 
 ANEXOS ...................................................................................................... 137 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
15 
 
1 INTRODUÇÃO 
O sínter é um produto obtido a partir da aglomeração a frio de finos de minério de 
ferro, combustível sólido, fundentes e aditivos, seguido da sinterização. Durante o 
processo de sinterização ocorre uma fusão parcial da mistura e conversão das 
matérias primas em um material comumente poroso com partículas nucleantes de 
hematita oriunda do minério de ferro, ligadas por uma matriz contendo ferritos de 
cálcio e silicatos (WEBSTER et al., 2012), conforme Figura 1. Além dessas fases, é 
possível encontrar outras que são formadas durante o mesmo processo, são elas: 
magnetita secundária, hematita secundária, magnésio ferrita, maghemita e outras 
escorificadas. 
Figura 1 - Fases presentes no sínter: 1. Ferrito de cálcio acicular, 2. Ferrito de cálcio colunar, 3. 
Hematita secundária. 
 
Fonte: A autora. 
O produto obtido na etapa de sinterização é uma das fontes ferrosas utilizadas para 
produção do ferro gusa e a sua qualidade é um ponto crítico para a eficiência dos 
Altos Fornos. Para garantir a qualidade e controle do processo são realizados alguns 
ensaios, como a determinação de qualidade química e dos parâmetros RDI e Shatter 
Index. Com o intuito de compreender o comportamento dos parâmetros físicos e 
metalúrgicos do sínter, os resultados obtidos nesses ensaios são correlacionados com 
 
 
 
16 
 
qualidade química. Porém, nem sempre é possível compreender tais parâmetros 
devido às limitações das técnicas de análise química utilizadas, o que impede a 
otimização dos Altos Fornos. 
Diferentes abordagens estão sendo estudadas a fim de auxiliar a compreensão dos 
fatores que influenciam a qualidade do sínter. Uma das frentes de estudo está 
relacionada ao desenvolvimento de técnicas de caracterização para dar suporte a 
projetos tanto de estimativa dos efeitos da variação das fases presentes no sínter 
(TAKAYAMA; MURAO; KIMURA, 2018) em relação aos parâmetros de qualidade do 
sínter quanto para entendimento dos mecanismos de formação das fases. Portanto, 
torna-se necessário desenvolver técnicas de caracterização, avaliando suas 
vantagens e desvantagens, a fim de que se tornem instrumentos para pesquisas 
futuras. E, em função do que será estudado, será possível identificar a melhor técnica 
para cada aplicação. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
17 
 
2 OBJETIVOS 
 
2.1 OBJETIVOS GERAIS 
 
Os objetivos desse trabalho consistem na avaliação de técnicas de caracterização 
aplicadas à sinterização, identificação das suas vantagens e desvantagens e como 
elas podem ser empregadas no processo para avaliação da qualidade do sínter. 
 
2.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS 
 
• Correlacionar os resultados obtidos pela análise química (Fluorescência de 
Raios-X e Via Úmida) com o RDI e o Shatter Index; 
• Correlacionar os resultados obtidos via Microscopia Óptica com o RDI e o 
Shatter Index; 
• Correlacionar os resultados obtidos via Difração de Raios-X com RDI e o 
Shatter Index; 
• Correlacionar a Susceptibilidade Magnética Mássica com o RDI e com as fases 
obtidas via Microscopia Óptica; 
• Realizar análise qualitativa das amostras utilizando Microscopia Óptica; 
• Realizar análises cristalográficas utilizando o EBSD; 
• Comparar e determinar as vantagens e desvantagens das técnicas. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
18 
 
3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 
 
3.1 TÉCNICAS DE CARACTERIZAÇÃO 
 
3.1.1 Microscopia Óptica 
A análise via Microscopia Óptica pode ser realizada com luz transmitida ou refletida. 
No que diz respeito a análise de minerais, a mais utilizada é via luz refletida, sendo 
amplamente empregada devido a facilidade de identificação dos minerais a partir da 
diferença de reflectância (relação entre a intensidade de luz que incide e reflete) entre 
eles, possibilidade de medir tamanho de grão e visualização da morfologia da fase. 
O microscópio óptico, conforme Figura 2, é composto principalmente por duas lentes 
convergentes. A primeira lente é conhecida como lente objetiva e fica mais próxima 
do objeto, formando a imagem real do objeto. A segunda lente objetiva fica mais 
próxima ao olho e esta funciona como uma lente de aumento da imagem formada pela 
lente anterior. 
Figura 2 - Constituição do Microscópio óptico. 
 
Fonte: Augusto, 2012. 
Na análise do sínter e minério de ferro, é comum realizar as análises utilizando campo 
claro e, nesse caso, ao incidir um feixe de luz sobre uma amostra, ocorre uma 
interação entre essa luz e o material em análise. Sendo assim, os elétrons excitados 
reemitem a luz que pode ser captada ou não pela lente do microscópio, gerando 
pontos escuros na imagem. 
Devido a diferentes elementos e compostos presentes na amostra analisada, a 
interação entre luz e as fases da amostra será diferente. Portanto, é comum observar 
19 
 
diferentes reflectâncias característica de cada fase, gerando uma imagem com 
regiões de cores diferentes, conforme Figura 3 (AUGUSTO, 2012). 
Figura 3 - Microscopia óptica de sínter: exemplo com regiões de cores diferentes. 
 
Fonte: Augusto, 2012. 
Além disso, é possível observar imagens escuras referentes a alguma região da 
amostra. Isso ocorre quando a luz que é absorvida ou desviada pela amostra não é 
capturada pela lente objetiva, como mostrado na Figura 4. 
Figura 4 - Reflexão da luz e captura pelas lentes. 
 
Fonte: Augusto, 2012. 
Os microscópios ópticos podem apresentar filtros polarizadores que proporcionam 
analisar algumas propriedades do material, como cor, reflectância e anisotropismo 
(GONÇALVES, 2015): 
20 
 
• Cor: A cor da fase analisada varia com as propriedades do material, como 
propriedades físicas e químicas (composição química), luz incidida e utilização de 
filtros. Os minerais apresentam tons de cinza, branco, amarela ou rosada. Os 
minerais transparentes, quando analisados utilizando luz refletida, dependem 
fortemente do índice de refração, aqueles que apresentam baixo índice de refração 
tem baixa capacidade de reflexão e absorve a maior parte da luz incidente. No que 
diz respeito a minerais opacos, quando bem polidos, a luz incidente é praticamente 
toda refletida (AUGUSTO, 2012); 
• Birreflectância: Propriedade observada nos minerais opacos quando estão sob luz 
polarizada, Figura 5. Os minerais não isótropos (propriedades diferentes) 
apresentam birreflectância, ou seja, quando a luz é refletida observa-se uma 
variação no brilho ou na cor do mesmo mineral quando este é girado na platina do 
microscópio, devido à variação de reflexão de um mineral. 
Figura 5 - Análise via microscopia óptica de minério de ferro: (a) sem polarização; (b) com polarização. 
 
Fonte: a autora. 
• Reflectância: É caracterizado pela relação entre percentual de luz refletidae o fluxo 
de luz incidente no material (GONÇALVES, 2015); 
• Reflexões internas: Esse tipo de reflexão pode ocorrer tanto em minerais opacos, 
quanto nos translúcidos e transparentes, sendo mais comum nos dois últimos tipos 
de minerais. As reflexões internas ocorrem quando parte da luz incidente é refletida 
devido a falhas no material, defeitos cristalinos, fraturas ou inclusões. Esse tipo de 
reflexão apresenta diversas cores, podendo ser característico do material 
(GONÇALVES, 2015). 
Na Tabela 1 estão as diferentes fases, cores e morfologias encontradas no sínter 
quando visualizado via Microscopia Óptica. 
21 
 
Tabela 1 - Fases do sínter observadas via Microscopia Óptica. 
Fase Cor Morfologia Imagens 
Hematita 
Primária 
Branca Característica 
do minério de 
origem 
 
Hematita 
Secundária 
Branca Poligonal 
 
22 
 
Magnetita Rosa Euédrico 
Dendritas 
Pode manter 
o hábito 
cristalográfico 
octaédrico 
 
SFCA-I Cinza Acicular 
(agulhado) 
 
SFCA Cinza Conlunar 
 
23 
 
Larnita Marrom 
escuro 
Lamela 
alongada na 
diagonal 
 
Fonte: a autora. 
3.1.2 Difração de Raios-X 
A técnica de difração de raios-x é amplamente utilizada para caracterizar materiais 
quando se deseja identificar e quantificar fases distintas a partir da estrutura cristalina 
e a química da fase. No campo da mineração, ela se tornou muito utilizada para 
caracterizar os materiais e otimizar o processo de aglomeração dos minérios 
(VILLIERS; LU, 2015). 
Ao incidir os raios-x em uma matéria, observam-se alguns fenômenos de 
espalhamento dessa radiação devido à sua interação com os elétrons de um cristal 
(ou centros espalhadores). O espalhamento dos raios-x pode ser elástico ou não; e 
para ser caracterizado como elástico a onda espalhada deverá possuir uma direção 
definida, mesma fase e energia quando comparada a onda incidente. No que diz 
respeito ao espalhamento inelástico, a onda espalhada não apresenta direção 
definida, mesma fase e energia como a onda incidente (CULLITY, 1956). 
Segundo Erdócia (2011), o fenômeno da difração de raios-x é caracterizado pelo 
espalhamento elástico (ângulo espalhado igual ao de incidência) da radiação e para 
que ocorra a interferência construtiva das ondas espalhadas é necessário obedecer à 
condição estabelecida pela Lei de Bragg (equação (1)): 
𝑛 ∗ 𝜆 = 2 ∗ 𝑑 ∗ 𝑠𝑒𝑛𝜃 (1) 
24 
 
A difração de raios-x é dividida em duas grandes áreas, conhecida como difração de 
monocristal e de policristais (ou difração de pó). Para estudos relacionados a minérios, 
pelotas e sínter são aplicadas as técnicas de difração em materiais policristalinos. 
A técnica de difração de raios-x em materiais policristalinos foi desenvolvida por 
Debye e Scherrer em 1916. O método é caracterizado pela difração dos raios-x, 
emitido por um feixe monocromático, em uma amostra policristalina. Devido à 
aleatoriedade dos cristalitos da amostra, haverá difração em todas as direções de 
modo a formar Cones de Bragg e os Anéis de Debye-Scherrer, Figura 6 (CULLITY, 
1956). 
Figura 6 - Anéis de Debye-Scherrer. 
 
Fonte: Adaptado de Jóni, Ódor, Maric, Pantleon e Ungár, 2020. 
A radiação difratada pelos planos cristalinos do material é medida por um detector que 
irá detectar os picos com diferentes intensidades (DE VILIERS; LU, 2015), como 
mostrado na Figura 7. 
25 
 
Figura 7 - Representação dos picos difratados e aleatoriedade do material. 
 
Fonte: De Viliers e Lu, 2015. 
Cada fase apresenta um único padrão de difração devido ao seu arranjo atômico e 
sua química específica. Além disso, o padrão de difração é influenciado pela estrutura 
cristalina, tamanho do cristalito e distorção da rede (VILLIERS; LU, 2015). O padrão 
de difração pode sofrer alterações devido a efeitos instrumentais, como o efeito das 
fendas, desalinhamento do equipamento (afetando diretamente o ângulo inicial) e 
efeito da trajetória dos raios-x até a amostra. No que diz respeito aos efeitos devido à 
característica da amostra, pode-se levar em consideração o tamanho da partícula, 
espessura da amostra, superfície da amostra, orientação preferencial e outros 
(ERDÓCIA, 2011). 
Em termos práticos, o difratômetro de raios-x comercializado atualmente é 
caracterizado pela geometria Bragg-Brentano, conforme Figura 8. O equipamento é 
constituído basicamente de uma ótica incidente (tubo de raios- x, fendas, máscaras e 
filtros), porta amostra e a ótica difratada (detector e fendas). 
26 
 
Figura 8 - Exemplo de equipamento: L – Fonte de raios-x, G – Fenda soller, B – Fenda Divergente, C 
– amostra, D – Fenda Receptora, E – Fenda soller, F – fenda de espalhamento e T – Detector de Raios-
X. 
 
Fonte: Jenkins, 1989. 
Sendo assim, o resultado obtido por essa técnica é um padrão de difração com as 
posições dos picos e suas intensidades. Com isso é possível identificar e quantificar 
as fases presentes (>1,5%, podendo variar com a óptica utilizada) na amostra 
analisada. 
Para quantificar as fases identificadas, realiza-se o refinamento de Rietveld. O 
refinamento de Rietveld é um método que realiza o ajuste de difratogramas teóricos, 
que compõem o difratograma calculado, aos picos do difratograma experimental, a 
partir do método dos mínimos quadrados, a fim de reduzir a diferença entre os 
difratogramas citados. A partir desse refinamento é possível obter informações do 
material analisado, como dimensão da célula unitária, quantidade de fases, 
substituições etc. (KINAST, 2000). 
O difratograma obtido ao analisar amostras de sínter geralmente apresentam regiões 
relativas a cristalinidade e halo amorfo, similar ao apresentado na Figura 9. De acordo 
com essa figura, toda região Ac representa a cristalinidade, enquanto a região Aa 
representa a parte amorfa da amostra. 
27 
 
Figura 9 - Difratograma representativo de amostras com região cristalina e halo amorfo. 
 
Fonte: Magalhães, 2017. 
Para determinar a cristalinidade do material, utiliza-se a equação a seguir. Sendo 
assim, a partir do grau de cristalinidade, também é possível calcular o percentual 
amorfo presente. 
%𝐶𝑟𝑖𝑠𝑡𝑎𝑙𝑖𝑛𝑖𝑑𝑎𝑑𝑒 = 
𝐴𝑐
𝐴𝑐+ 𝐴𝑎
 𝑥 100 (2) 
3.1.3 Susceptibilidade Magnética Mássica 
A susceptibilidade magnética (χ) é uma propriedade magnética característica dos 
materiais e está relacionada com a estrutura atômica e molecular. Essa propriedade 
representa uma medida quantitativa da propensão do material a desenvolver 
magnetização quando estiver na presença de um campo magnético (ARAÚJO, 2010). 
Quando a magnetização é linearmente proporcional ao campo aplicado, temos que a 
susceptibilidade magnética é a razão entre a intensidade de magnetização (campo 
produzido pela amostra resultante da aplicação de um campo magnético, H), M, e o 
campo magnético, H. 
χ = 
𝑀
𝐻
 (3) 
28 
 
Porém, nos casos em que ocorrem efeitos não lineares, a susceptibilidade magnética 
𝑋 é escrita em função de 𝐻 (ROSA, 2010): 
χ = χ(H) = 
∂M
∂H
 (4) 
Em alguns casos é empregada a Susceptibilidade Magnética Mássica, que é descrita 
pela equação abaixo: 
χ𝑚 = 
χ
ρ
 (5) 
Diferente de 𝜒, a Susceptibilidade Magnética Mássica independe da granulometria do 
material, que é considerado como um dos fatores que influenciam o valor da 
Susceptibilidade, levando em conta apenas os elementos presentes no material 
analisado e os momentos magnéticos referentes a cada um (GONZAGA,2014). 
As propriedades magnéticas dos materiais são influenciadas pelos momentos 
magnéticos dos elétrons. Cada elétron presente em um átomo possui um momento 
magnético com duas origens, a primeira é caracterizada pelo movimento orbital ao 
redor do núcleo e a segunda é referente à rotação do elétron ao redor do próprio eixo, 
representadas na Figura 10 (Edises, 2018): 
Figura 10 - Momento magnético associado ao (a) movimento orbital do elétron e (b) rotação ao redor 
do próprio eixo. 
 
Fonte: Edises, 2018. 
O elétron ao realizar o seu movimento orbital gera um campo magnético, de baixa 
magnitude, por ser uma carga carregada. A direção do campo gerado é a mesma do 
eixo de rotação do elétron. 
A segunda origem do momento magnético é caracterizada pelo spin do elétron, ou 
seja, pela rotação do elétron ao redor do seu próprio eixo. A direção do momento 
magnético, nesse caso, pode ser orientada apenas para cima ou para baixo. 
29 
 
Os átomos apresentam momentos magnéticos resultantes, podendo ter resultados 
iguais ou diferentes de zero. No caso de átomos que apresentam os níveis e subníveis 
de energia completos, espera-se que a resultante do momento magnético seja zero, 
devido ao anulamento dos momentos orbitais e de spin. Nesse caso, o material não 
pode se magnetizar permanentemente. Já quando se trata de átomos com os níveis 
e subníveis incompletos, espera-se que o momento magnético resultante não seja 
anulado. 
Os materiais podem ser classificados de acordo com o seu valor de Susceptibilidade 
Magnética, Tabela 2: 
Tabela 2 - Valores de Susceptibilidade Magnética. 
Classificação Susceptibilidade Magnética 
Diamagnéticos Χ < 0 
Paramagnético Χ > 0 
Ferromagnético Χ >> 0 
Ferrimagnético Χ >> 0 
Antiferrimagnético X > 0 
Fonte: Edises, 2018. 
Os materiais diamagnéticos são caracterizados por apresentar uma magnetização 
não permanente, ou seja, a magnetização só é observada quando o material é 
colocado em presença de um campo externo, conforme Figura 11. Essa magnetização 
é resultado de uma variação do movimento orbital dos elétrons devido ao campo 
magnético aplicado. Observa-se que nesse tipo de material, o momento magnético 
devido a indução do campo é baixo e apresenta direção oposta ao campo aplicado. O 
diamagnetismo é um comportamento presente em todos os materiais, mas por ser 
muito fraco só é observado quando outros tipos de magnetismo estão ausentes. Os 
valores de Susceptibilidade Magnética desses materiais são da ordem de -10-6 a -10-
5 (EDISES, 2018). 
Figura 11 - Configuração dos dipolos magnéticos para um material diamagnético sem e com campo 
externo. 
 
30 
 
Fonte: Edises, 2018 
Os materiais paramagnéticos possuem magnetização permanente, ou seja, mesmo 
não tendo campo magnético externo é observada a magnetização do material devido 
a movimentação dos dipolos atômicos. Isso ocorre porque os momentos magnétidos, 
seja de spin ou de orbital, não são completamente anulados, tendo um momento 
magnético resultante diferente de zero. Quando ocorre aplicação de um campo 
externo nesse tipo de material, os dipolos se alinham (Figura 12) seguindo a mesma 
direção do campo aplicado, intensificando-o e gerando uma susceptibilidade 
magnética, que varia entre 10– 5 a 10–2 (EDISES, 2018). 
Figura 12 - Configuração dos dipolos magnéticos para um material paramagnético sem e com campo 
externo. 
 
Fonte: Edises, 2018. 
Outra classe de materiais são os ferromagnéticos, sendo caracterizados pela 
presença de magnetização permanente muito intensa sem a presença de um campo 
magnético, por causa da estrutura eletrônica desse tipo de material. Isso ocorre devido 
a não anulação dos momentos magnéticos de spin e orbital, e devido a algumas 
interações que forçam os momentos magnéticos do spin dos átomos próximos a 
alinhar uns com os outros, sem a presença de um campo magnético (Figura 13) 
(EDISES, 2018). 
Figura 13 - Configuração dos dipolos magnéticos para um material ferromagnético sem campo externo. 
 
Fonte: Edises, 2018. 
Além disso, ao aplicar um campo magnético, os materiais ferromagnéticos podem 
atingir a magnetização máxima, sendo caracterizada pelo alinhamento total dos 
momentos magnéticos com a direção do fluxo aplicado. Os elementos de transição, 
31 
 
como o ferro, cobalto, níquel, são classificados nessa classe. Nesse caso, a 
susceptibilidade magnética pode atingir valores até 106 , pois H<< M (MENDES, 2018). 
Os materiais antiferrimagnéticos são caracterizados pelo alinhamento exatamente 
oposto dos momentos de spin, conforme apresentado na Figura 14. Nesse caso, não 
há momento magnético resultante, pois, os momentos magnéticos se anulam 
(EDISES, 2018). 
Figura 14 - Configuração dos dipolos magnéticos para um material antiferromagnético. 
 
Fonte: Edises, 2018. 
3.1.4 EBSD 
O EBSD é uma técnica caracterizada pela difração dos elétrons retroespalhados, 
permitindo a obtenção de mapa de orientação de uma região da amostra. 
Um feixe de elétrons de elevada energia incide na amostra e interage com os elétrons 
da matéria. Devido a essa interação, quando a Lei de Bragg é satisfeita, o feixe sofre 
espalhamento elástico (não há perda de energia) em todas as direções e, 
consequentemente, formam-se dois cones ao redor dos planos cristalinos, conhecidos 
como Cones de Kossel (Figura 15). Esses cones podem ter a mesma intensidade, 
desde que o plano difratado esteja paralelo ao feixe incidente. Quando isso não 
acontece, os elétrons são espalhados a uma direção específica, alterando a 
intensidade entre os cones (SCHWARTZ; KUMAR; ADAMS, 2000). 
32 
 
Figura 15 - Cones de Kossel. 
 
Fonte: Adaptado de Schwartz, Kumar e Adams, 2000. 
Uma das diferenças entre o EBSD e o DRX é a forma de detecção do espalhamento 
favorecido pela Lei de Bragg. No EBSD, ocorre a difração dos planos de um cristal ou 
de um determinado cristal e esta é projetada na tela fosforescente de modo a formar 
as bandas de Kikuchi. Enquanto no DRX a intensidade de difração de vários cristais 
para um determinado plano é captada em função da variação angular do goniômetro, 
formando o difratograma. 
Quando os cones de Kossel interceptam o detector do EBSD, é observado um par de 
seções cônicas paralelas, conhecido como “Linhas de Kikuchi”. O espaçamento entre 
as linhas é a distância angular 2θ, que é proporcional ao espaçamento interplanar 
(SCHWARTZ; KUMAR; ADAMS, 2000). A distância entre as linhas de Kikuchi pode 
ser calculada a partir da seguinte equação: 
 (6) 
Onde l é a distância entre a amostra até a tela fosforescente, Figura 16 . A partir dessa 
relação, sabe-se que quanto maior o espaçamento entre as linhas menor é o 
espaçamento interplanar. Além disso, cada par de linhas representa um plano 
cristalográfico particular característico de cada cristal (GRAJALES, 2010). 
33 
 
Figura 16 - Tela fosforescente. 
 
Fonte: Adaptado de Schwartz, Kumar e Adams, 2000. 
Conforme Figura 17, a interseção dos pares de linhas de Kikuchi corresponde ao eixo 
de zona; e quando ocorre a interseção de vários pares observa-se o eixo de zona 
principal. Essa interseção está diretamente relacionada com as principais direções do 
cristal (GARCIA, 2016). 
Figura 17 - Interseção das linhas de Kikuchi. 
 
Fonte: Pinto et al, 2001. 
Para maximizar a intensidade das linhas de Kikuchi, a amostra deve ser posicionada 
a 70º do plano horizontal ou 20º em relação ao canhão de elétrons do MEV. 
 
34 
 
3.2 FASES 
3.2.1 Óxidos de Ferro 
O diagrama de equilíbrio Fe-O apresentado na Figura 18, mostra as fases FexOy em 
diversas composições de acordo com a temperatura e teor de oxigênio. As fases 
apresentadas são: ferro metálico (ferro-alfa, ferro-gama e ferro-delta), wustita, 
magnetita, hematita, ferro líquido e óxido de ferro líquido. Nas próximas seções serão 
apresentadosos principais óxidos de ferro que compõem um sínter. 
Figura 18 - Diagrama de equilíbrio Fe-O. 
 
Fonte: Nyembwe, 2011. 
3.2.1.1 Hematita 
A hematita, Fe2O3, é o óxido de ferro mais estável em condições normais, ou seja, 
última transformação dos outros óxidos de ferro, cuja estrutura cristalina é a hexagonal 
compacta, Figura 19. Os íons Fe3+ ocupam dois terços dos sítios octaédricos e os 
ânions de oxigênio estão dispostos paralelamente ao plano (0001) (ECKHARDT, 
2016). 
35 
 
Figura 19 - Distribuição dos íons ferro e oxigênio na estrutura cristalina da hematita. 
 
Fonte: Eckhardt, 2016. 
No sínter pode ser encontrado dois tipos de hematita, sendo elas primária e 
secundária. A hematita primária apresenta grãos que não sofreram redução durante 
a etapa de sinterização, portanto esses grãos permanecem com sua morfologia 
original que dependem do minério utilizado. Na Figura 20, está a imagem com um 
exemplo de dois grãos de hematitas primárias que apresentam morfologias diferentes 
devido a suas origens. 
Figura 20 - Hematitas primárias (He2). 
 
Fonte: Hapugoda et al., 2016. 
As hematitas secundárias são aquelas que sofreram alguma transformação durante o 
processo de sinterização, podendo ser obtidas a partir do processo de oxidação a 
partir de uma magnetita. As hematitas secundárias oriundas da oxidação da magnetita 
são mono-cristalinas e tipicamente se apresentam na forma poligonal, conforme 
Figura 21. O processo de oxidação da magnetita é conhecido como martitização e 
36 
 
esse processo ocorre geralmente da borda para o centro dos cristais, podendo ou não 
ter a formação intermediária da fase maghemita (fase meta-estável, ɣ-Fe2O3). O 
resultado dessa transformação é uma hematita com o hábito cristalográfico, ou seja, 
aparência típica de um cristal octaédrico original preservado (ABREU; MACAMBIRA; 
CABRAL, 2016). 
Figura 21 - Hematita secundária - He3. SF2 - Ferrito de Cálcio. 
 
Fonte: Hapugoda et al., 2016. 
De acordo com Lagoeiro (1998), as fases magnetita e hematita apresentam 
semelhanças reticulares que facilitam a transformação entre si. Conforme 
apresentado no tópico 3.2.1.2, a magnetita apresenta a estrutura cristalina espinélio 
invertido (similar a CFC), com camadas de íons oxigênio ao longo dos planos 
compactos {111} e estão empilhados paralelamente a direção <111>. Os sítios 
presentes na estrutura são ocupados por íons Fe, sendo que os íons Fe3+ ocupam os 
sítios tetraédricos enquanto íons Fe2+ e Fe3+ ocupam sítios octaédricos, conforme 
apresentado na Figura 22. A magnetita pode apresentar vazios na sua configuração, 
causando desvios na sua estequiometria. A sequência de empilhamento atômico 
dessa estrutura é do tipo ABCABC. 
37 
 
Figura 22 - Estrutura Cristalina da Magnetita. 
 
 
Fonte: Lagoeiro, 1998. 
Como descrito anteriormente, a estrutura cristalina da hematita é a hexagonal, 
preenchida por seis camadas íons oxigênio separadas por camadas de íons Fe3+, que 
ocupam 2/3 dos sítios octaédricos. A disposição das camadas de O2- ocorre ao longo 
do plano basal (0001) e são empilhados paralelamente ao eixo c, conforme 
38 
 
apresentado na Figura 23. Diferente da magnetita, o empilhamento dos átomos na 
estrutura da hematita é do tipo ABAB. 
Figura 23 - Estrutura cristalina da Hematita. 
 
 
Fonte: Lagoeiro, 1998. 
Quando se trata da transformação estrutural, a oxidação da magnetita a hematita pode 
ocorrer à partir do plano octaédrico e o crescimento ocorre ao longo do plano basal, 
conforme indicado na Figura 24. A reIação que descreve esse crescimento da 
hematita é a topotaxial, que considera a relação de orientação (111)M||(0001)H. 
39 
 
Figura 24 - Crescimento do plano 0001 da hematita em relação ao plano 111 da magnetita. 
 
Fonte: Barbosa, Lagoeiro, Scholz, Graça e Mohallem, 2014. 
3.2.1.2 Magnetita 
A magnetita, Fe3O4, é óxido de ferro composta por três íons de ferro, apresentando 
valência +2 (um íon Fe2+) e +3 (dois íons Fe3+), e quatro íons de oxigênio 
(ECKHARDT, 2016). A estrutura cristalina da magnetita é um espinélio invertido 
(estrutura caracterizada pelo empacotamento de íons de oxigênio em um arranjo CFC 
com íons de ferro ocupando sítios entre oxigênios), apresentando sítios octaédricos e 
tetraédricos, conforme Figura 25. Nos sítios tetraédricos estão dispostos íons Fe3+ 
ligados a quatro oxigênios e os sítios octaédricos podem ser ocupados por íons Fe2+ 
ou Fe3+ ligados a seis íons de oxigênio (PEREZ, 2011). 
Figura 25 - Estrutura cristalina da Magnetita: a) Distribuição dos íons na estrutura espinélio invertido; 
b) Sítios tetraédricos (A) e octaédricos (B). 
 
Fonte: Perez, 2011. 
O Fe3O4 é um mineral com ordenamento ferrimagnético, Figura 26, e é muito 
conhecido pelo seu magnetismo natural. 
40 
 
Figura 26 - Ordenamento ferrimagnético. 
 
Fonte: Perez, 2011. 
Materiais ferrimagnéticos possuem íons com momentos magnéticos diferentes e 
direções antiparalelas, tendo um momento magnético resultante. De acordo com a 
Figura 27, os momentos magnéticos dos íons Fe3+ dos sítios tetraédricos e 
octaédricos são iguais, mas com direções opostas, portanto eles se cancelam. Como 
consequência, o momento magnético resultante é decorrente do momento magnético 
do íon Fe2+ (PEREZ, 2011). 
Figura 27 - Configuração do momento magnético dos íons Fe2+ e Fe3+. 
 
Fonte: Perez, 2011. 
Além disso, as interações entre os átomos de ferro e de oxigênio dentro da estrutura 
da magnetita também influenciam o caráter magnético do material. 
A magnetita pode ser uma fase primária ou secundária no sínter. A fase primária é 
caracterizada por ser não reagida, ou seja, permanece no aglomerado sem ter sofrido 
41 
 
modificações devido ao processamento. A magnetita secundária é oriunda da redução 
da hematita ou da cristalização a partir do resfriamento do líquido. 
Em uma região redutora, ocorre a decomposição da hematita em magnetita com 
morfologia irregular e pouco porosa. Porém sua formação também pode ocorrer 
durante a cristalização de um líquido e apresenta morfologia bem definida, conforme 
apresentada na Figura 28. Os cristais se apresentam com morfologia euédrica (ou 
seja, cristais com morfologia regular, com faces nítidas e facilmente reconhecíveis) ou 
dendritica. Normalmente, nesse tipo de magnetita, pode haver difusão de algumas 
impurezas, como por exemplo, o Mg2+, Ca2+ e Al3+. Elevadas adições de MgO no sínter 
favorece a formação de magnésio-ferrita, fase que apresenta características similares 
a magnetita (como por exemplo o magnetismo). Por se tratar de um elemento 
estabilizante, não é observado a reoxidação dessa fase. Portanto, reduz a quantidade 
de hematita secundária e, consequentemente, reduz o RDI (HAPUGODA et al, 2016). 
Figura 28 - Magnetita secundária (Mt3 e Mt4). 
 
Fonte: Hapugoda et al., 2016. 
3.2.1.3 Wustita 
A Wustita é um óxido de ferro cuja estrutura cristalina característica é a cúbica de face 
centrada (CFC), cujos sítios octaédricos estão ocupados por íons de ferro ligados a 
íons de oxigênio (ECKHARDT, 2016). 
Segundo Chen, Chou e Morita (2016), a wustita é considerado um óxido metaestável 
quando está em temperaturas inferiores a 570ºC e, quando encontra-se abaixo dessa 
temperatura, é comum ocorrer a sua decomposição. 
Essa fase dificilmente é encontrada em aglomerados de minério de ferro, porém em 
condições extremamente redutoras ocorre a formação local da wustita. 
42 
 
3.2.2 Fases Escorificadas 
Os silicatos são formados a partir do resfriamento da fase líquida, podendo ser 
cristalinos ou amorfos. O silicato cristalino mais comum no sínter é o mineral larnita 
(Ca2SiO4 ou β-C2S). Conforme Figura 29, possui estrutura cristalina monoclínica, no 
qual apresenta grupos tetraédricos de SiO4
4- ligados a íons de Ca2+, sendo que os 
íons cálcio podem ser substituídos por íons ferro (OLIVEIRA, 2017). 
Figura 29 - Estrutura cristalina da larnita. 
 
Fonte: Oliveira,2017. 
Essa fase é facilmente reconhecida devido à forma do cristal alongada na diagonal, 
como mostrado na Figura 30. 
Figura 30 - Morfologia da Larnita. 
 
Fonte: Hapugoda et al, 2016. 
A fase amorfa é formada a partir de um líquido empobrecido em ferro e cálcio, mas 
rico em sílica. Durante o resfriamento, esse líquido não consegue cristalizar formando 
uma fase vítrea. Segundo Hapugoda et al (2016), a formação dos silicatos é 
43 
 
influenciada pela basicidade binária. Observa-se que com a redução da basicidade 
aumenta proporcionalmente o teor de silicatos, tanto cristalinos quanto amorfos. 
3.2.3 Ferritos de Cálcio 
Os ferritos de cálcio são considerados como uma das fases mais desejadas no sínter 
devido a sua elevada redutibilidade, alta resistência mecânica e baixo RDI, sendo 
esses parâmetros são fundamentais para o bom funcionamento do alto forno. Essas 
fases se apresentam de forma diversa no sínter, sendo as SFCA-I e SFCA 
classificadas como fases complexas, devido à dificuldade em entender os seus 
mecanismos de formação. Alguns autores realizaram diversos estudos para 
compreender como são formadas durante o processo de sinterização. 
Os primeiros ferritos de cálcio começam a se formar entre 750 a 780ºC, 920 e 1000ºC 
e a 1200ºC devido a interações sólido-sólido entre hematita e óxido de cálcio. Entre 
750 a 780ºC a dicálcio ferrita (C2F) é formada. Com o aumento da temperatura até 
aproximadamente 1000ºC, essa ferrita reage com a hematita formando a ferrita de 
cálcio (CF). Em 1100ºC pode ocorrer a formação da fase cálcio diferrito (CF2), devido 
a reação entre ferrito de cálcio e hematita. A sequência de formação é (CORES et al, 
2013): 
Fe2O3 + 2CaO → 2CaO.Fe2O3 (C2F) 
2CaO.Fe2O3 + Fe2O3 → 2 (CaO.Fe2O3) (CF) 
CaO.Fe2O3 + Fe2O3 → CaO.2Fe2O3 (CF2) 
Saleh apud Domingues (2016) realizou estudos utilizando DRX, infravermelho, 
termogravimetria e MEV para identificar a formação dos ferritos de cálcio. As misturas 
testadas apresentaram diversas composições variando as porções molares de 
CaO:Fe2O3. Na Tabela 3, estão descritas as fases identificadas durante os ensaios. 
44 
 
Tabela 3 - Formação dos Ferritos de Cálcio. 
 
Fonte: Saleh apud Domingues, 2016. 
De acordo com o diagrama CaO-Fe2O3 apresentado na Figura 31 a 1205ºC ocorre 
formação da fase líquida, que corresponde a transformaçao do ferrito de cálcio II e 
ferrita de cálcio(quadrado azul) em líquido (NYEMBWE, 2011). 
45 
 
Figura 31 - Diagrama binário CaO x Fe2O3. 
 
Fonte: Nyembwe, 2011. 
Hida et al (1987) realizaram testes in situ usando um MEV e as amostras foram 
aquecidas até 1300ºC de 3 a 5 minutos. Eles observaram que, inicialmente o óxido de 
cálcio reage com hematita para formar CF. A 1205ºC, essa fase funde e reage com 
Fe2O3 e com uma pequena quantidade de SiO2 e Al2O3 para formar a SFCA-I, 
conhecida como ferrito de cálcio acicular. Ao passar de 1300°C, a SFCA-I se 
decompõe em hematita ou magnetita e um fundido composto por cálcio e silício. 
Durante o resfriamento, ocorre a reação entre o fundido rico em cálcio e silício, 
magnetita (que pode ter impurezas de íons Ca e Al) e oxigênio, produzindo a SFCA, 
ferrito de cálcio colunar, e hematita secundária. 
Diferente de Hida, Webster et al (2012) sugerem que essa transformação (SFCA-I) 
também pode ocorrer a 1054°C devido a reação sólido-sólido entre Fe2O3, C2(F1-xAx) 
e SiO2, conforme mostrado na Figura 32. 
46 
 
Figura 32 - Esquema de formação de fases durante o processo de sinterização. – 
 
Fonte: Adaptado de Webster et al, 2012. 
Ainda segundo Webster et al (2012), como mostrado na Figura 33, a formação da 
SFCA iniciou-se a partir de 1140°C, devido a reações entre CF, CFA, Fe2O3, SiO2, 
óxido de alumínio e SFCA-I. 
Figura 33 - Difratogramas gerados em diversas temperaturas. 
 
Fonte: Webster et al, 2012. 
Webster, Pownceby e Madsen (2013), realizaram outros estudos de difração de raios-
x in-situ com intuito de caracterizar a evolução das fases e maximizar a formação de 
SFCA-I. As amostras foram aquecidas entre 25 e 1350ºC e as pressões de oxigênio 
usadas foram pO2 = 0,21 atm, para as amostras a e b, e pO2 = 5 x 10-3 atm, apenas 
47 
 
para a amostra b. Na Tabela 4, estão descritas as composições das amostras 
analisadas. 
Tabela 4 - Composição química das amostras analisadas. 
 Fe2O3 CaO SiO2 Al2O3 
a (air) 83,20% 12,60% - 4,20% 
b (air e 
0,005) 
84,00% 13,00% 1,00% 2,00% 
Fonte: Webster, Pownceby e Madsen, 2013. 
Conforme apresentado na Figura 34, até 1100ºC (1373 K) ocorrem praticamente as 
mesmas reações nas três amostras. A 260ºC (533 K) é observado a decomposição 
da fase cristalina Al(OH)3. Webster et al (2013) associaram essa decomposição a 
formação de um óxido de alumínio amorfo e por não se tratar de uma fase cristalina, 
não é observada nas reflexões. 
Figura 34 - Fases formadas nos ensaios com as amostras: a-air, b-air e b-0,005. 
 
Fonte: Adaptado de Webster, Pownceby e Madsen, 2013. 
A 625ºC (898 K), é observado uma queda na curva do CaCO3 e um crescimento da 
curva do CaO, caracterizado pela decomposição do carbonato de cálcio (CaCO3) em 
CaO e CO2. Posteriormente, ocorreu o decréscimo das fases CaO e Fe2O3 
acompanhado pelo aumento da fase C2(F1-xAx) , sugerindo que a reação entre essas 
duas fases forma o primeiro ferrito de cálcio (podendo ter alumínio ou não) a 780ºC 
(1053 K) seguido das fases CF e CFA a 960ºC (1233K). 
Por falta de informações estruturais anteriores referente a fase CFA, não foram 
incluídas informações referentes a ela nos gráficos apresentados nas Figura 34, 
48 
 
Figura 35 e Figura 36 devido a metodologia empregada pelos autores Webster, 
Pownceby e Madsen (2013). 
A partir de 1100ºC (1373K), a formação das fases nas amostras analisadas ocorreu 
em temperaturas diferentes, conforme as figuras a seguir. 
A Figura 35 mostra a evolução das fases referente à amostra a-air ao aumentar a 
temperatura. A partir de 1100ºC (1373 K), são observadas mudanças nas curvas das 
fases C2(F1-xAx), CF e Fe2O3, sugerindo reações entre elas. Conforme apresentado 
anteriormente, ocorre o aumento da fase CF, decorrente da reação entre a C2(F1-xAx) 
e a hematita. E, além disso, segundo Webster et al. (2013), ocorre a reação entre CF 
e Fe2O3, formando a fase γ- CFF (Ca3.0Fe14.82O25). 
Figura 35 - Fases formadas nos ensaios com a amostra a-air, a partir de 1100ºC (1373 K). 
 
Fonte: Adaptado de Webster, Pownceby e Madsen, 2013. 
Entre as temperaturas 1150ºC (1423 K) e 1200ºC (1473 K) ocorre o início da formação 
da fase SFCA-I, decorrente da reação entre as fases CF e Fe2O3, sendo consumidas 
totalmente a 1200ºC. A quantidade restante de SFCA-I é originada a partir da 
decomposição da fase γ-CFF, que ocorre a 1174ºC (1447K) quando essa fase atinge 
uma concentração máxima de 29%. Com o aumento continuo da temperatura, a fase 
SFCA-I se decompõe em hematita acompanhada de uma fase líquida. 
Já a Figura 36, diz respeito à evolução das fases na amostra b-air, que foi similar a 
amostra apresentada anteriormente. Os diferentes resultados entre as amostras 
foram: 
49 
 
Amostra com presença de SiO2 na composição: de acordo com a figura abaixo, a sílica 
foi consumida totalmente e os autores sugerem que essa redução está associada a 
formação de SFCA-I. 
Figura 36 - Fases formadas nos ensaios com a amostra b-air, a partir de 1100ºC (1373 K). 
 
Fonte: Adaptado de Webster, Pownceby e Madsen, 2013. 
Nessa amostra, foi observado que a hematita não foi completamente consumida. Esse 
fato ficou evidenciado quando o teor de Fe2O3 atingiu 10% e toda a fase CF já havia 
sido consumida. 
A fase γ-CFF foi formada a 1132ºC (1405 K). Essa fase é o produto da reação entre 
CF e Fe2O3. 
A SFCA-I foi formada a 1160ºC (1433 K) e a sua concentração máxima foi de 34%. 
Com o aumento da temperatura, essa fase se decompôs a 1200ºC (1473 K) e foi 
observado um aumento da concentração de hematita. Esse aumentoestá associado 
a decomposição da SFCA-I. 
Apesar das fases formadas na amostra b-0,005 serem iguais às formadas nos casos 
anteriores, foram observados diferentes mecanismos de reação. Nesse caso, a fase 
γ-CFF (formada a 1111ºC ou 1384 K) é um produto da reação entre as fases C2(F1-
xAx) e Fe2O3. De acordo com a Figura 37, é possível observar que a fase CF não 
participou da reação para formar a γ-CFF, pois estavam sendo formadas ao mesmo 
tempo. 
50 
 
Figura 37 - Fases formadas nos ensaios com a amostra b-0,005, a partir de 1100ºC (1373 K). 
 
Fonte: Adaptado de Webster, Pownceby e Madsen, 2013. 
Além disso, a redução da concentração da fase CF, a 1165ºC (1438 K), coincide com 
a redução da hematita e com a formação da SFCA-I. A partir dessa observação, 
associa-se que a formação da SFCA-I ocorre devido à reação entre as fases CF e 
Fe2O3. 
Neste caso, a decomposição das fases γ-CFF e SFCA-I contribuem para a formação 
de hematita, quando a temperatura é elevada. 
Nesse estudo não identificaram a formação da SFCA. Eles sugerem que há um 
incremento de Ca2+ na massa fundida ao invés de formar a SFCA. O aumento desse 
íon na massa fundida diminui a temperatura na qual ocorre a redução da hematita 
para magnetita. 
3.2.3.1 SFCA e SFCA-I 
Durante a sinterização, ocorre a formação de fases complexas que apresentam um 
grande impacto na qualidade física e metalúrgica do sínter. Essas fases são 
denominadas como ferritos de cálcio e alumínio e podem apresentar diferentes 
morfologias. Desse grupo de fases, as mais comuns no sínter são a SFCA e SFCA-I. 
De acordo com Webster et al (2012), a SFCA possui morfologia prismática ou colunar 
e geralmente está associada à hematita secundária, magnetita secundária e fase 
vítrea. Essa fase geralmente possui a formula global M14O20 (M = Fe, Ca, Si, Al) e 
contém tipicamente 60 a 76% de Fe2O3, 13 a 16% de CaO, 3 a 10% de SiO2, 4 a 10% 
de Al2O3 e 0,7 a 1,5 de MgO em sua composição. A sua estrutura cristalina é a 
51 
 
triclínica com os parâmetros de rede a=9,06, b=10,02 e c=10,92Å e os ângulos são 
α=60,30, β=73,68 e γ=65,81º. Enquanto a SFCA-I possui morfologia acicular e sua 
formula global é M14+6nO20+8n (n=0 para SFCA e n=1 para SFCA-I). Essa fase 
apresenta estrutura cristalina triclínica e seus parâmetros de rede e ângulos são: 
a=10,43, b=10,61 e c=11,84Å, e α=94,14, β=111,35 e γ=110,27º. A SFCA-I 
encontrada em sínter industrial geralmente é composta por 84,39% de Fe2O3, 12,77% 
de CaO, 0,93% de SiO2 e 2,19% de Al2O3. As texturas típicas dessas duas fases são 
mostradas na Figura 38. 
Figura 38 - Morfologias referentes às fases: (a) SFCA-I e (b) SFCA. 
 
Fonte: Scarlett et al., 2004. 
Dentre as duas fases, a mais desejada é a SFCA-I devido a sua elevada redutibilidade 
e alta resistência mecânica comparada a SFCA. 
Mumme, Clout e Gable (1998) definiram em seus estudos a estrutura cristalina da 
SFCA-I a partir de refinamento de um difratograma. Os parâmetros de rede da fase 
SFCA-I estão demonstrados na Tabela 5. 
 
52 
 
Tabela 5 - Parâmetros de rede da fase SFCA-I. 
Grupo Espacial: P-1 
Dados Monocristal Dados Policristal 
a =10,431 Å α = 94,144° a =10,414 Å α = 94,440° 
b = 10,610 Å β = 111,349° b = 10,579 Å β = 111,108° 
c = 11,839 Å γ = 110,268° c = 11,791 Å γ = 110,009° 
Fonte: Adaptado de Webster et al., 2012. 
Segundo os autores, a SFCA-I é composta por duas camadas que descrevem o seu 
cristal. A primeira camada, Figura 39, apresenta paredes com seis octaedros de 
largura, incluindo um sítio vazio. Cada parede é separada por um gap, isolando uma 
parede da outra. Os octaedros mais escuros apresentam o Fe2+, o de coloração média 
refere-se ao Ca e o mais claro é preenchido por Fe3+. 
Figura 39 - Estrutura cristalina SFCA-I: primeira camada. 
 
Fonte: Mumme, W.G., Clout, J.M.F., Gable, R.W., 1998. 
53 
 
A segunda camada, Figura 40, é composta por uma fita tetraédrica (Fe3+ substituído 
por Al3+) ligada por octaédricos adicionais. As fitas tetraédricas (T) estão alternadas a 
fitas formadas por uma dupla coluna (2W) de octaedros e tetraedros. 
Figura 40 - Estrutura cristalina SFCA-I: segunda camada. 
 
Fonte: Mumme, W.G., Clout, J.M.F., Gable, R.W., 1998. 
De acordo com as Figura 41 e Figura 42, a SFCA também é composta por duas 
camadas. A primeira é caracterizada por paredes com quatro octaedros (Fe e Ca, os 
octaedros mais claros indicam os de Fe, os médios indicam Ca e os escuros indicam 
os de Fe, porém substituídos por Ca) de largura, incluindo um sítio vazio. 
54 
 
Figura 41 - Estrutura cristalina SFCA: primeira camada. 
 
Fonte: Mumme, W.G., Clout, J.M.F., Gable, R.W., 1998. 
A segunda camada apresenta uma camada tetraédrica (T) ligada a uma única camada 
com octaedros e tetraedros (W). 
Figura 42 - Estrutura cristalina SFCA: segunda camada. 
 
Fonte: Mumme, W.G., Clout, J.M.F., Gable, R.W., 1998. 
De acordo com Mumme, Clout e Gable (1998), as composições ideias para SFCA e 
SFCA-I são: 
55 
 
(a) Ca2(Fe, AI)3+
12O20 ou SFCA, para n = 0. 
(b) Ca3(Fe, Al)3+
16Fe2+O28 ou SFCA-I, para n = 1. 
 
3.3 PROPRIEDADES DO SÍNTER 
A qualidade do sínter é determinada a partir de ensaios normatizados, sendo eles o 
Shatter Index e Tumbler Index (para determinar a qualidade física) e, Redutibilidade e 
Degradação sob Redução (qualidade metalúrgica). Segundo Nyembwe (2011), os 
resultados obtidos a partir desses ensaios podem sofrer influência das fases 
mineralógicas encontradas no sínter, composição e granulometria da matéria prima, 
parâmetros de processo e etc. 
3.3.1 Shatter e Tumbler Index 
Segundo Nyembwe (2011), a resistência a frio do sínter é mensurada a partir dos 
testes Shatter e Tumbler, que são ensaios normatizados. O Shatter index consiste em 
submeter o material a sucessivas quedas, sendo o objetivo avaliar a quebra do sínter 
devido às quedas ocasionadas durante o carregamento no Alto Forno, Figura 43. Já 
no Tumbler index, o material é inserido em um tambor, que é rotacionado diversas 
vezes a fim de simular os impactos de manuseio e transporte do material, Figura 44. 
O objetivo desse teste é medir a susceptibilidade que o sínter tem em quebrar devido 
a abrasão ou impacto. 
Figura 43 – Esquema ilustrativo da amostra após o teste Shatter. 
 
Fonte: Cortesia ArcelorMittal, 2019. 
 
56 
 
Figura 44 – Esquema ilustrativo da amostra após o teste Tumbler. 
 
Fonte: Cortesia ArcelorMittal, 2019. 
Umadevi et al. (2016) realizaram um estudo para identificar os parâmetros que 
influenciam a resistência do sínter. Quanto a composição química, a resistência física 
do sínter é influênciada por teores de MgO, FeO, Al2O3/SiO2 e CaO/SiO2. A Figura 45 
apresenta graficamente a evolução do Tumbler Index comparada aos valores dos 
compostos citados anteriormente. 
Figura 45 - Evolução do Tumbler Index x Composição química Química. 
 
Fonte: Umadevi et al., 2016. 
O aumento da razão entre alumina e sílica influencia a perda de resistência física do 
sínter. De acordo com os autores, esse fenômeno pode estar relacionado a maior 
formação de SFCA (ferrito de cálcio colunar) em relação a SFCA-I (ferrito de cálcio 
57 
 
acicular), sendo sua formação favorecida quando o teor total de Al2O3 e SiO2 é elevado 
e o teor de hematita é baixo. Esse tipo de ferrito de cálcio favorece a redução da 
resistência do sínter. 
Em contrapartida, a resistência do sínter aumenta quando aumenta a basicidade e os 
teores de MgO e FeO. O aumento da basicidade favorece a formação de ferritos de 
cálcio ao invés de silicatos, formando uma matriz mais resistente. Já os teores de 
MgO, favorecem a formação da fase magnésio-ferrita exerce influência positiva na 
resistência do sínter. O FeO geralmente está relacionado ao teor de magnetita do 
sínter e essa fase apresenta boa resistência física, sendo assim é esperado o aumento 
do Tumbler Index com o aumento do teor de FeO. 
Além da composição química, existem outrosfatores que podem influenciar a 
resistência física do sínter, como a umidade e velocidade de máquina conforme 
apresentado na Figura 46. 
Figura 46 - Evolução Tumbler Index x Parâmetros de Processo. 
 
Fonte: Umadevi et al., 2016. 
Nesses casos, o aumento da umidade influencia positivamente a resistência física do 
sínter, enquanto o aumento da velocidade de máquina reduz a resistência. 
3.3.2 Redutibilidade (RI – Reducibility Index) 
O ensaio de redutibilidade mede a habilidade que o sínter possui em “perder” oxigênio 
durante a redução indireta. Esse parâmetro é fortemente influenciado pela porosidade 
do material e da composição mineralógica do sínter. Em relação a composição 
mineralógica do sínter, sabe-se que a redutibilidade das fases presentes no material 
decresce conforme descrito a seguir (FERNÁNDEZ-GONZÁLEZ et al., 2017): 
58 
 
Fe2O3 > CaO.2Fe2O3 > CaO.Fe2O3 > 2CaO.Fe2O3 > Fe3O4 
Esse parâmetro é fortemente influenciado pelo teor de hematita e magnetita presente 
no sínter. A hematita é rapidamente reduzida a FeO, tendo a presença de poucos 
grãos de wustita circundados por metal. Já quando a redução parte da magnetita, a 
grande maioria dos grãos de wustita ficam rodeados por ferro metálico, o que atrasa 
as reações futuras. Além disso, a hematita primária reduz mais facilmente do que a 
secundária, devido a presença de porosidade intrínseca (FERNÁNDEZ-GONZÁLEZ 
et al., 2017). Segundo Nyembwe (2011), outra fase que influencia a redutibilidade do 
sínter é a SFCA, sendo a SFCA-I mais desejada devido a sua estrutura que é mais 
porosa gerando uma grande superfície de contato durante a redução do material. O 
sínter com uma elevada qualidade é formado por um núcleo composto de hematita 
primária envolvido por uma matriz de SFCA-I. 
A redutibilidade também é fortemente favorecida pelo volume de poros e pela área 
superficial do sínter. Quando o sínter é denso, há uma redução do contato sólido-gás 
dificultando a redução do material (Hida et al., 1983). 
3.3.3 Degradação sob redução (RDI – Reduction Degradation Index) 
A degradação sob redução é um índice que mede a facilidade que o material tem de 
produzir finos durante a redução do sínter no Alto Forno. Esse ensaio é normatizado 
e é caracterizado como um ensaio estático realizado a 550°C. Normalmente, é 
desejável baixos valores de RDI (NYEMBWE, 2011). 
Em termos de fases, de acordo com Fernández-gonzález et al. (2017), a que mais 
influencia o aumento do RDI é a hematita secundária devido as trincas presentes em 
sua estrutura, tornando-a mais frágil. Porém, o aumento do RDI também pode estar 
associado a mudança de estrutura cristalina entre hematita primária e magnetita 
durante a redução, pois essa transformação favorece a fragilidade da estrutura devido 
à mudança dos sistemas cristalinos. 
Outro parâmetro que influencia o RDI é o teor de FeO no sínter, como mostrado na 
Figura 47, que reduz com o aumento do teor de FeO no sínter. 
59 
 
Figura 47 - Evolução RDI x FeO. 
 
Fonte: Fernández-González et al., 2017. 
Lu, Holmes e Manuel (2006) verificaram que na literaura alguns autores sugeriram 
que a presença de Al2O3 influencia o RDI devido a: 
- geração de magnetita com estrutura cristalina, durante a etapa de redução de 
hematita, com teor de alumina em solução sólida; 
- formação de SFCA enquanto o teor das outras fases reduz. 
Os autores citaram que o efeito da alumina (Figura 48) no RDI ainda não é muito 
explicado, sendo possível encontrar trabalhos que não encontraram relação entre teor 
de Al2O3 e RDI. 
60 
 
Figura 48 - Evolução RDI x Alumina. 
 
Fonte: Lu, Holmes e Manuel, 2006. 
3.4 APLICAÇÕES DAS TÉCNICAS DE CARACTERIZAÇÃO 
3.4.1 Comparação entre técnicas de caracterização – Microscopia Óptica, MEV 
e DRX 
Segundo Sinha et al. (2013), devido a diferentes fases encontradas no sínter há uma 
certa dificuldade em descrevê-las e correlacioná-las com as condições de 
processamento. Em seus estudos, foram analisadas amostras de sínter de diferentes 
granulometrias utilizando as seguintes técnicas de caracterização: Microscopia 
Óptica, QEMSCAN e Difração de Raios-X. O objetivo era avaliar cada técnica, 
principalmente as que utilizam análise de imagem computadorizada, e compará-las 
para identificar a técnica mais eficaz para estudos de sínter. 
Os resultados encontrados pelas técnicas Microscopia Óptica e QEMSCAN foram 
comparados e estão apresentados na Figura 49. De acordo com a figura abaixo, pode- 
se verificar diferenças entre os resultados absolutos obtidos, sendo essas diferenças 
atribuídas à interferência humana durante a análise via microscopia óptica, porém a 
tendência de quantificação permaneceu a mesma. A análise via microscopia óptica 
nesse estudo foi manual, portanto, nesses casos, é levada em consideração a 
experiência do operador, já que a identificação das fases é realizada devido à 
diferença de tonalidade e de morfologia. No caso das análises realizadas via 
QEMSCAN, leva-se em consideração a análise elementar do mineral comparado a 
61 
 
um banco de dados criado para a amostra. Portanto, nesse segundo caso não há 
muita interferência humana durante a identificação das fases. 
Figura 49 - Comparativo entre análise via Microscopia Óptica e QEMSCAN. 
 
Fonte: Sinha et al, 2013. 
Além da análise via Microscopia Óptica e QEMSCAN, as amostras foram 
caracterizadas via Difração de Raios-X. Para Sinha et al. (2013), a análise via Difração 
de Raios-X, apesar de ser rápida e acurada, não apresentou todas as informações 
desejadas, pois trata-se de uma técnica que identifica apenas fases cristalinas. Além 
disso, quando ocorre substituição química durante o processamento, algumas fases 
podem ser difíceis de serem identificadas, como no caso da magnetita e magnésio-
ferrita. 
Honeyands et al. (2019) realizaram um estudo similar ao de Sinha et al. (2013), tendo 
como objetivo a comparação entre quatro técnicas de caracterização, sendo elas 
Microscopia Óptica (contagem de pontos e análise automática de imagens), Difração 
de Raios-X, QEMSCAN e TIMA (as duas últimas são técnicas desenvolvidas no MEV). 
A Figura 50 traz os resultados da quantificação de fases de três amostras distintas 
com basicidade variando entre 1,7 e 2,0. Observa-se que há diferenças entre os 
resultados referentes a quantificação das fases por diferentes técnicas. Para facilitar 
a comparação, a hematita e magnetita foram considerados como óxidos de ferro e os 
ferritos de cálcio foram classificados como SFCA total. 
62 
 
Figura 50 - Comparação entre técnicas de caracterização. QXRD - Quantificação via DRX, PC - 
Contagem de pontos, AIA - Análise de Imagem Automática, QS - QEMSCAN e TIMA. 
 
Fonte: Honeyands et al., 2019. 
Segundo Honeyands et al. (2019), os resultados referentes ao óxido de ferro total 
obtidos pelas técnicas TIMA, DRX e Microscopia Óptica tiveram valores próximos, 
variando até 5%. Já a fase C2S (Larnita), apresentou valores de quantificação bem 
diferentes, sendo que as amostras quantificadas por Microscopia exibiram resultado 
inferior quando comparado com a Difração de Raios-X. Esse comportamento pode ser 
explicado na fase de preparação de amostras para microscopia, pois a Larnita 
dissolve em água durante a preparação das seções polidas. Como a preparação para 
Difração de Raios-X não utiliza água, essa fase não é dissolvida. Portanto, nesse 
caso, os resultados de quantificação da Larnita via DRX são considerados mais 
precisos. 
Ao analisar a fração de SFCA, as amostras com basicidade mais elevada 
apresentaram uma diferença maior entre os resultados obtidos pelas técnicas. Os 
autores sugeriram que a SFCA-I em altas basicidades pode apresentar uma 
morfologia diferente, portanto podem não ser identificadas corretamente via 
Microscopia Óptica. Além disso, a fase vítrea apresentou uma grande variabilidade de 
resultados entre as técnicas analisadas, principalmente quando écomparado os 
resultados obtidos via DRX e Microscopia em geral. Esse comportamento é explicado 
63 
 
pela diferença do princípio físico de cada técnica, que implica na possibilidade de 
caracterizar apenas fases cristalinas ou fases amorfas e cristalinas. No caso da 
quantificação via DRX, pode-se observar uma maior concentração de fase amorfa 
quando comparado às técnicas de microscopia, sugerindo que pode haver outras 
fontes adicionais a concentração amorfa além da fase vítrea caracterizada via 
Microscopia Óptica. 
Como conclusão, os autores recomendam que trabalhos com esse objetivo sejam 
realizados para solucionar as diferenças entre as técnicas, podendo ter o auxílio de 
outras técnicas, como a EPMA. 
3.4.2 Difração de Raios-X 
König, Degen e Norberg (2014) realizaram a predição do teor de Fe2+ a partir da 
combinação das análises via Difração de Raios-X e refinamento de Rietveld. Para 
verificar a eficácia da predição, os resultados foram comparados com a análise 
química via úmida, que é utilizada tradicionalmente na indústria para quantificar o teor 
de Fe2+. 
De acordo com a Figura 51, foi observada uma boa aderência entre os resultados 
obtidos via úmida e Rietveld. O cálculo para determinar o teor de Fe2+ foi realizado 
levando em consideração apenas as fases cristalinas identificadas, portanto é 
observado um desvio quando comparado aos resultados obtidos via úmida. Caso haja 
alguma fase amorfa com teores de Fe2+, essa quantidade não é levada em 
consideração, fazendo com que o desvio entre via úmida e DRX-Rietveld seja maior. 
Figura 51 - Comparação entre via úmida e Rietveld. 
 
Fonte: König, Degen e Norberg, 2014. 
64 
 
3.4.3 Microscopia Óptica 
A microscopia óptica aliada a análise automática de imagens é uma técnica utilizada 
para avaliação e predição da qualidade do sínter é a análise. Hapugoda et al. (2016), 
realizaram um estudo que comparou as fases determinadas via Microscopia Óptica e 
a qualidade do sínter. A Figura 52 traz os resultados da composição química do sínter, 
quantificação de fases via Microscopia Óptica e qualidade de duas amostras de sínter 
com basicidade diferente. 
Figura 52 - Resultados da composição química, quantificação de fases e qualidade do sínter. 
 
Fonte: Hapugoda et al. (2016). 
Ao analisar os resultados obtidos via Microscopia Óptica, foi observada uma grande 
diferença entre a quantidade das fases formadas nas amostras de sínter, o que pode 
explicar o distinto comportamento, quando se trata do parâmetro de qualidade RDI. A 
amostra 2 apresentou um resultado melhor de RDI quando compara com a amostra 
1, devido a presença de maior quantidade de SFCA total, hematita primária e 
secundária e menor quantidade de magnetita. Além disso, como exposto na Figura 
53, o sínter que compõe a amostra 2 apresenta uma estrutura mais densa, 
influenciando o parâmetro RDI. 
 Basicidade 2.09 2.8 
 %FeT 56.5 53.8 
Q
U
ÍM
IC
A
 %FeO 6.63 5.58 
%SiO2 4.84 4.96 
%CaO 9.91 13.87 
%MgO 1.47 1.42 
 %Al2O3 2.49 2.48 
 %P 0.05 0.048 
 Magnetita Secundária 26.6 20.7 
 Hematita Primária 9.2 12.4 
 Hematita Secundária (subédrica) 13.8 15.7 
 Hematita Secundária (esqueletal) 10.6 7.2 
 SFCA-I 5.5 6.2 
FA
SE
S SFCA 25.4 29.7 
SFCA densa 1.7 2.4 
 Larnita 0.5 0.5 
 Fase vítrea 4.4 2.8 
 Quartzo 0.7 0.7 
 Outros 0.9 0.9 
 Poros 0.9 0.9 
Q
U
A
LI
D
A
D
E 
D
O
 
SÍ
N
TE
R
 
Tumbler Index (%) 64.8 65.0 
RDI (%) 32.2 19.1 
RI (%) 73.7 73.8 
 
65 
 
Figura 53 - Micrografia das amostras de sínter analisadas. 
 
Fonte: Hapugoda et al. (2016). 
Umadevi, Sah e Mahapatra (2014) realizaram estudos para identificar a influência da 
basicidade na qualidade do sínter de minério de ferro de baixa e alta alumina 
comparando os parâmetros de qualidade com a quantificação de fases via 
Microscopia Óptica. As Figura 54 e Figura 55 correspondem a micrografia obtida das 
amostras de sínter analisadas. 
66 
 
Figura 54 - a – e) Microscopia Óptica do sínter com baixo teor de alumina e basicidade variando entre 
1,2 e 2,0. 
 
Fonte: Umadevi, Sah e Mahapatra, 2014. 
 
67 
 
Figura 55 - a – e) Microscopia Óptica do sínter com alto teor de alumina e basicidade variando entre 
1,2 e 2,0. 
 
Fonte: Umadevi, Sah e Mahapatra, 2014. 
Os autores observaram que com o aumento da basicidade, tanto para a amostra de 
baixa quanto a de alta alumina, houve o aumento das fases magnetita e SFCA, 
enquanto a hematita, silicatos e poros reduziram. Observa- se também que o sínter 
com alta alumina apresenta uma quantidade de poros, SFCA e magnetita maior em 
relação ao sínter com baixo teor de alumina. 
Além da comparação entre a quantidade de fases formadas nas amostras com baixo 
e alto teor de alumina com a variação da basicidade, foram realizadas comparações 
entre a qualidade física e metalúrgica do sínter e as fases formadas. 
De acordo com a Figura 56, com o aumento do teor de SFCA é observado o aumento 
do Tumbler Index para ambos os casos. Porém, observa-se que a qualidade física do 
68 
 
sínter é ainda maior quando se trata de sínter com baixa alumina. Esse 
comportamento é explicado devido ao tipo de SFCA presente nas amostras, sendo 
que no sínter com alta alumina é observado um teor de SFCA colunar maior que SFCA 
acicular. 
Figura 56 - Tumbler index versus SFCA. 
 
Fonte: Umadevi, Sah e Mahapatra, 2014. 
Além do Tumbler Index, o RDI é um parâmetro que sofre influência de fases presentes 
no sínter e foi avaliado nesse trabalho. Nas Figura 57 e Figura 58, está demonstrada 
a influência da magnetita e dos poros no parâmetro RDI. Foi encontrado que, com o 
aumento do teor de magnetita há a diminuição do RDI, para ambos casos. Quando o 
RDI é comparado com o teor de poros, observa-se uma tendência oposta, ou seja, 
com o aumento do teor de poros há o aumento do RDI. 
A utilização da Microscopia Óptica nesse estudo possibilitou a comparação não só da 
influência das fases como também da influência da porosidade, por se tratar de um 
método que cria uma imagem aumentada da amostra. Portanto, torna-se viável 
análise de fases devido a morfologia e coloração e porosidade. 
69 
 
Figura 57 - RDI versus Magnetita. 
 
Fonte: Umadevi, Sah e Mahapatra, 2014. 
Figura 58 - RDI versus Poros. 
 
Fonte: Umadevi, Sah e Mahapatra, 2014. 
3.4.4 Susceptibilidade Magnética Mássica 
Outra forma de avaliar os parâmetros da qualidade do sínter é a partir da utilização de 
métodos magnéticos. Magalhães e Brandão (2002), utilizaram o método de 
Susceptibilidade Magnética Mássica para comparar as propriedades físicas, químicas 
e metalúrgicas do sínter com os resultados obtidos pela técnica devido a 
magnetização do material ao ser submetido a um campo magnético. 
De acordo com a Figura 59, os autores observaram que com o aumento da 
Susceptibilidade Magnética ocorre o aumento do teor de FeO (Fe2+), podendo estar 
relacionado ao maior teor de magnetita gerado durante o processamento do sínter. É 
importante salientar que os dados apresentado na Figura 59 apresentaram uma 
grande dispersão, sendo necessário avaliar uma quantidade maior de dados para 
confirmar a tendência. 
70 
 
Figura 59 - Correlação entre a Susceptibilidade Magnética Mássica e o teor de FeO. 
 
Fonte: Magalhães e Brandão, 2002. 
Outro aspecto observado, foi a correlação inversa entre a Susceptibilidade Magnética 
Mássica e o RDI, que é esperado pois está relacionado a presença de magnetita no 
sínter. Na Figura 60, pode ser observado o comportamento inverso. Porém, como 
descrito anteriormente, há uma grande dispersão dos dados. 
Figura 60 - Correlação entre a Susceptibilidade Magnética Mássica e RDI. 
 
Fonte: Magalhães e Brandão, 2002. 
Quando se trata da comparação entre a Susceptibilidade Magnética Mássica e a 
Resistência Mecânica do sínter, observa-se correlação positiva, mas com grande 
dispersão dos dados, entre os resultados, como está indicado na Figura 61, indicandoque quanto maior χ maior será a resistência mecânica do sínter. 
71 
 
Figura 61 - Correlação entre a Susceptibilidade Magnética Mássica e Resistência Mecânica. 
 
Fonte: Magalhães e Brandão, 2002. 
Além das técnicas discutidas anteriormente, outra técnica que está sendo 
desenvolvida no campo da mineração é o EBSD (técnica amplamente utilizada para 
caracterização microestrutural de materiais). Essa técnica é mais precisa e confiável, 
porém ainda é uma técnica local. Sendo assim, emprega-se o EBSD em estudos mais 
específicos, não sendo indicado para estudos estatísticos. Geralmente são 
encontradas publicações utilizando o EBSD em estudos de minério de ferro e pelota. 
No caso do sínter, ainda é pouco explorado. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
72 
 
4 MATERIAIS E MÉTODOS 
As amostras coletadas referem-se a três dias de produção distintos e foram 
amostradas pelo sistema de amostragem automática da planta de sinterização. 
A escolha das amostras se baseou a partir do resultado do RDI, a fim de observar o 
comportamento mineralógico ao variar esse índice. 
4.1 CARACTERIZAÇÃO QUÍMICA 
A caracterização química das amostras foi realizada a partir de duas técnicas 
diferentes, sendo elas a Fluorescência de Raios-X e determinação de FeO via úmida. 
O sínter coletado foi peneirado em peneiras com malha de 5 a 50 mm, sendo que as 
amostras passantes em 5 mm não foram utilizadas nas análises. Após o 
peneiramento, as amostras foram moídas em moinhos de rolos até atingirem 3 mm e 
posteriormente foram moídas novamente até atingirem 1 mm. As amostras com 1 mm 
foram pulverizadas em moinhos de anéis até 100 µm e em sequência foram secas na 
estufa a 105ºC. 
4.1.1 Determinação do FeO – Via Úmida 
A determinação do FeO via úmida segue a norma Nbr 9035. Da amostra com 
granulometria de 100 µm, foram retirados incrementos para compor uma porção com 
0,5 gramas. Essa porção foi transferida para um frasco cônico de 500 mL e adicionou-
se entre 1 a 2 gramas de carbonato de sódio, 30 mL de ácido clorídrico e gotas de 
ácido fluorídrico. O frasco foi vedado e posteriormente aquecido a 90ºC até completar 
a dissolução. Após dissolução, foi adicionada à solução 30 mL de mistura ácido 
sulfúrico-fosfórico, aproximadamente 300 mL de água e 6 gotas de solução de 
difenilaminassulfonato de sódio (atuou como indicador). 
A solução foi titulada com a solução padrão de dicromato de potássio, mudando o tom 
verde da solução para verde-azulado e o ponto final da titulação ocorreu quando a 
última gota do titulante modificou a solução para violeta. 
4.1.2 Caracterização química via Fluorescência de Raios-X 
Para determinar os outros elementos químicos presentes na amostra, foi utilizada a 
técnica de Fluorescência de Raios-X. Nas amostras pulverizadas, foi adicionado um 
ligante e posteriormente essa mistura foi prensada, formando uma pastilha. A pastilha 
73 
 
foi adicionada ao equipamento de FRX e a química característica do material foi 
determinada. 
4.2 CARACTERIZAÇÃO FÍSICA 
4.2.1 Shatter test 
A caracterização física para determinação da resistência à queda do sínter segue a 
norma Nbr 10633. 
Para realização do Shatter Test, Figura 62, foram coletados 80 kg de amostra e 
posteriormente a massa foi seca em uma estufa a 105ºC até atingir uma massa 
constante. 
Figura 62 – Representação esquemática do Shatter Test. 
 
Fonte: Barbosa, 2018. 
A amostra foi peneirada nas faixas granulométricas 50 mm, 38 mm, 25 mm e 9,5 mm, 
sendo o material acima de 50 mm e abaixo de 9,5 mm desprezado. As amostras foram 
pesadas e os percentuais referentes a cada faixa granulométrica foi calculado. Após 
essa etapa, realizou-se a composição de quatro porções com 20 kg cada, na faixa 
74 
 
granulométrica entre 9,5 e 50 mm, proporcionalmente à distribuição granulométrica 
encontrada. 
Para realização do teste uma porção foi selecionada e sua massa foi medida (m). 
Após essa etapa, a porção foi inserida em uma caixa com fundo móvel, colocada a 2 
m de altura e o fundo móvel foi aberto rapidamente para que todo material caísse 
sobre uma caixa de impacto. Essa etapa foi repetida por mais três vezes. Na 
sequência, o material foi peneirado na peneira de 9,5 mm e determinou-se a massa 
do material retido (m1) e passante (m2). 
A resistência à queda foi calculada a partir da equação 7: 
𝑆ℎ𝑎𝑡𝑡𝑒𝑟 =
𝑚1
𝑚
 𝑥 100 (7) 
4.3 CARACTERIZAÇÃO METALÚRGICA 
4.3.1 RDI 
A determinação dos índices de degradação sob redução segue a norma Nbr 4696-
2:2018. 
As amostras coletadas foram peneiradas na faixa entre 15.9 a 19.1 mm e, após essa 
etapa, o sínter entre 15.9 a 19.1 mm foi seco em estufa a 105ºC até a massa ficar 
constante, ou seja a amostra perder umidade. 
Os 500 g da amostra a temperatura ambiente foram inseridos em uma retorta e depois 
esse conjunto foi colocado no forno de redução, conforme Figura 63. 
75 
 
Figura 63 – Representação esquemática do ensaio RDI. 
 
Fonte: Barbosa, 2018. 
No início do teste, foi realizada a passagem de N2 e em sequência foi realizado o 
aquecimento do forno até 550ºC. Após estabilização, uma mistura gasosa redutora 
composta por 30% de CO e 70% de N2 (em volume) substituiu o gás inserido 
anteriormente. A amostra foi mantida nessa nova condição por 30 minutos. Em 
seguida, foi realizada novamente a substituição da composição gasosa, retirando os 
gases redutores e inserindo o N2. Esse gás foi mantido até atingir a temperatura 
inferior a 100ºC. 
Após redução, a porção reduzida foi pesada e posteriormente inserida em um tambor, 
com intuito de verificar o teor de finos gerados. O tambor foi girado por um total de 
900 revoluções a 30 rpm e, após tamboramento, a amostra foi retirada para medir a 
massa (m0). Foi realizado o peneiramento na faixa 2,8 mm e a massa retida na 
76 
 
peneira (m1) foi determinada. Com as massas determinadas, calcula-se o RDI a partir 
da equação 4: 
𝑅𝐷𝐼 = 100 − 
𝑚1
𝑚0
 𝑥 100 (8) 
4.4 PREPARAÇÃO DA AMOSTRA PARA TÉCNICAS DE CARACTERIZAÇÃO 
Das amostras coletadas para RDI, foram retiradas alíquotas para compor as amostras 
a serem caracterizadas via Microscopia Óptica, MEV, DRX e Susceptibilidade 
Magnética Mássica. 
Devido a diferentes tipos de caracterizações, foi necessário adequar a granulometria 
de acordo com a técnica escolhida. Para as quatro técnicas, todas as amostras foram 
moídas em moinhos de rolos até 85% do material ser passante em peneira de 1 mm. 
Porém, para o DRX, após moagem a 1 mm foi necessário pulverizar as amostras no 
moinho de anéis até o material ser passsante em 60 µm. A difração de raios-x requer 
uma amostra mais fina para que a acomodação dos grãos no porta amostra seja mais 
efetiva, fazendo com que a superfície fique o mais lisa possível. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
77 
 
4.5 CARACTERIZAÇÃO DAS AMOSTRAS 
4.5.1 Preparação para Microscopia Óptica/Eletrônica de Varredura 
Para realizar a análise via microscopia, as amostras foram embutidas em resina 
Clarofast da Struers na embutidora a quente modelo Simplimet 4000 da Buehler, 
Figura 64. O embutimento foi realizado a 180ºC e pressão 220 bar. 
Figura 64 - Embutidora. 
 
Fonte: a autora. 
As amostras embutidas foram lixadas e polidas na politriz Ecomet 250 da Buehler, 
Figura 65 e Figura 66, sendo que as lixas utilizadas foram 150, 220, 600 e 1200, 
enquanto o polimento foi feito com alumina 3 e 1 µm e pasta de diamante 1 µm. 
78 
 
Figura 65 - Politriz. 
 
Fonte: a autora. 
Figura 66 - Politriz - amostras de sínter. 
 
Fonte: a autora. 
Na Figura 67 é possível observar a superfície da amostra após embutimento e 
polimento. 
 
79 
 
Figura 67 - Amostra embutida para análiseMO e EBSD. 
 
Fonte: a autora. 
Para realizar a análise no MEV, as amostras passaram por uma segunda etapa de 
polimento, sendo este feito com sílica coloidal OP-Suspension – Struers na politriz 
VibroMet 2 – Buehler. O polimento foi realizado durante 18 horas e com frequência de 
80 Hz. 
Uma avaliação da superfície foi realizada antes e depois do polimento vibracional 
utilizando a microscopia óptica. A Figura 68 refere-se a amostra antes do polimento 
vibracional, e são observadas a presença das fases Magnetita, Ferritos de Cálcio e 
Larnita. E Figura 69 corresponde a amostra após polimento vibracional, indicando a 
ausência da larnita. 
80 
 
Figura 68 - Identificação da Larnita na matriz do sínter. 
 
Fonte: a autora. 
Figura 69 - Imagem após preparação com sílica coloidal. 
 
Fonte: a autora. 
 
81 
 
4.5.2 Microscopia Óptica 
A análise foi realizada no microscópio óptico Axio Imager M2m da Zeiss, Figura 70, 
no Centro de Pesquisas Global R&D Brazil Center, localizado na ArcelorMittal 
Tubarão. 
Figura 70 - Microscópio Óptico. 
 
Fonte: a autora. 
As análises via microscopia óptica foram realizadas utilizando campo claro e luz 
polarizada. A quantificação de fases foi realizada apenas utilizando campo claro e o 
aumento era de 100x. As imagens foram coletadas pelo software AxioVision e a 
quantificação foi realizada manualmente por identificação visual (morfologia e 
tonalidade da fase) utilizando a metodologia desenvolvida no Centro de Pesquisa da 
ArcelorMittal Tubarão. 
Foram realizadas outras capturas de imagens de regiões selecionadas utilizando 
campo claro e luz polarizada nos seguintes aumentos: 100 e 200X. 
4.5.3 Susceptibilidade Magnética Mássica 
A medida de Susceptibilidade Magnética foi realizada em um equipamento (Figura 71 
e Figura 72) desenvolvido no departamento de Física da Ufes. 
82 
 
Figura 71 - Equipamento de Susceptibilidade Magnética. 
 
Fonte: a autora. 
Figura 72 - Bobina do equipamento de Susceptibilidade Magnética. 
 
Fonte:a autora. 
A Figura 73 é um esquema simplificado do equipamento para medidas de 
Susceptibilidade Magnética. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
83 
 
Figura 73 - Esquema do equipamento para medir a Susceptibilidade Magnética Mássica dos materiais. 
 
Fonte: Adaptado de Orlando et al. (2019). 
Segundo Orlando et al. (2019), esse equipamento utiliza um sistema AC (corrente 
alternada) e é composto por uma bobina de campo, utilizada para aplicar o campo 
magnético, duas bobinas sensoras identicas (com direções de enrolamento opostas) 
envolvidas pela bobina de campo e um amplificador lock-in. O gerador de corrente 
alternada cria uma corrente na bobina de campo, gerando um campo magnético 
alternado. As duas bobinas internas (sensoras) capturam o campo magnético e 
produz uma diferença de potencial proporcional ao campo. Como as bobinas 
secundárias são iguais, a diferença de potencial Va e Vb são iguais em módulo, 
portanto o valor lido pelo amplificador lock-in será nulo. Desta maneira, ao inserir um 
material magnético em uma das bobinas sensoras, o somatório das diferenças de 
potencial será não nulo. O lock-in é um instrumento que possui algumas 
funcionalidades, sendo que nesse sistema a sua função é de medir a diferença de 
tensão entre as bobinas (Va – Vb). A precisão desse sistema é de 1 ppm. 
Nos ensaios utilizando sínter, as amostras foram inseridas em porta-amostras 
cilíndricos, conforme Figura 74, e posteriormente tiveram sua massa e altura medidas 
para o cálculo da densidade. 
84 
 
Figura 74 - Esquema da amostra para o teste de susceptibilidade magnética. 
 
Fonte: a autora. 
Como mostrado na figura acima, L0 corresponde a altura medida pelo equipamento, 
10 mm, L corresponde à altura da amostra inserida e D0 corresponde ao diâmetro do 
porta-amostra. Os dados medidos estão descritos na Tabela 6: 
Tabela 6 - Valores de massa e altura das amostras analisadas. 
Amostra 
L 
(mm) 
Massa 
(g) 
1 11,5 0,1894 
2 11,0 0,1645 
3 10,0 0,1341 
Fonte: a autora. 
Os porta-amostras preenchidos foram colocados individualmente dentro de uma 
bobina e a resposta, em tensão, foi apresentada no equipamento mostrado na Figura 
71 - Equipamento de Susceptibilidade Magnética.. A frequência selecionada para o 
experimento foi 448 Hz, diferente da frequência da rede. 
Para determinar a Susceptibilidade Magnética Mássica, determina-se o volume da 
amostra (Vamostra), a massa relativa (Mr) e densidade aparente (d), conforme 
equações a seguir. 
𝑉𝑎 = 
𝜋∗𝐷0
2∗𝐿0
4
 (9) 
𝑀𝑟 = 
𝑚∗ 𝐿0
𝐿
 (10) 
𝑑 = 
𝑀𝑟
𝑉𝑎
 (11) 
Com esses valores, calcula-se χ, de acordo com a equação a seguir (Vr = tensão de 
referência, V = tensão medida). 
χ = 
𝑉
𝑉𝑎∗𝑑
 (12) 
 
 
85 
 
4.5.4 Difração de Raios-X 
A Difração de Raios-X foi realizada no equipamento disponibilizado pelo Global R&D 
Brazil Center na ArcelorMittal Tubarão. A análise foi realizada no equipamento 
Empyrean da Panalytical, com tubo de cobalto devido às características da amostra 
analisada (forte presença de íons ferro), passo de 0,02°, time step de 98 segundos, 
potência 1600W, conjunto óptico divergente, fendas DS1 = ¼º e DS2 = ½º, máscara 
de 5º e variação angular de 10 a 120°. O refinamento de Rietveld foi realizado 
utilizando o software HighScore Plus. 
A amostra analisada foi pulverizada até 60 µm e inserida em um porta amostra 
apresentado na Figura 75. 
Figura 75 - Amostra de sínter pulverizado. 
 
Fonte: a autora. 
4.5.5 EBSD 
As análises de EBSD foram realizadas Global R&D Brazil Center utilizando o 
microscópio da JEOL modelo JSM 7100FT, com detector NordlysMax2 – Oxford para 
EBSD. Foram realizadas análises utilizando os seguintes passos e magnificações: 
- Hematita secundária: Passo 0,3 µm e magnificação 1000x 
- Martita: Passo 0,3 µm e magnificação 1000x 
- Magnésio-Ferrita: Passo 0,3 µm e magnificação 800x. 
O tratamento dos dados foi realizado no software AZTecHKL – Oxford. 
86 
 
5 RESULTADOS E DISCUSSÃO 
Nesse capítulo, os resultados e discussões foram divididos em dois grandes grupos, 
técnicas quantitativas e qualitativas, a fim de facilitar a comparação das técnicas 
estudadas. Algumas técnicas apresentam as duas abordagens, portanto elas 
aparecem nos dois subgrupos. 
5.1 TÉCNICAS QUANTITATIVAS 
5.1.1 Análise Química 
Conforme apresentado no item 4, três amostras foram selecionadas e a composição 
química, o índice Shatter e o RDI foram determinados. Nas Tabela 7 e Tabela 8 estão 
os valores obtidos nesses ensaios. 
Tabela 7 - Análise química das amostras A1 – A3 (%). 
 
Fonte: a autora. 
 
Tabela 8 - Parâmetros metalúrgico e físico do sínter (%). 
Qualidade do sínter 
Amostra RDI Shatter Index (%) 
A1 12,64 90,77 
A2 11,43 90,05 
A3 9,89 87,86 
Fonte: a autora. 
Com intuito de compreender o comportamento físico e metalúrgico do sínter, os 
resultados obtidos nos ensaios geralmente são comparados com os resultados 
obtidos na análise química. Portanto, a influência do FeO no RDI foi analisada, e, 
conforme a Figura 76, foi identificada uma tendência na redução do RDI com o 
aumento do FeO, que também foi encontrado por Umadevi et al. (2012), como mostra 
a Figura 77. Vale frisar que os valores de RDI e FeO apresentados nessas figuras são 
diferentes devido às características das misturas de minérios e insumos utilizadas. No 
entanto, observa-se a mesma tendência para os dois casos. 
Análise Química 
Amostra FeO FeT SiO2 Al2O3 CaOMgO B2 
A1 7,00 54,07 7,38 0,67 12,99 1,37 1,76 
A2 7,22 54,15 7,32 0,67 12,78 1,49 1,75 
A3 7,47 53,65 7,87 0,73 13,23 1,40 1,68 
87 
 
Figura 76 - Comparação entre RDI e FeO (%). 
 
Fonte: a autora. 
Figura 77 - Comparação entre RDI x FeO na literatura. 
 
Fonte: Umadevi et al., 2012. 
Sabe-se que o FeO é a medida do percentual de Fe2+ presente na amostra e 
geralmente associa-se grande parte desse teor à fase magnetita (UMADEVI et al., 
2012). Segundo Umadevi et al. (2012), o enfraquecimento e degradação do sínter está 
associado ao aumento de volume durante a redução da hematita em magnetita que, 
de acordo com Pimenta e Sheshadri apud Umadevi et al. (2012), acarreta em geração 
de trincas na estrutura. Quando a redução do sinter nos Altos Fornos ocorre da 
magnetita a wustita, essa expansão volumétrica expressiva não ocorre, portanto 
9,00
9,50
10,00
10,50
11,00
11,50
12,00
12,50
13,00
6,90 7,00 7,10 7,20 7,30 7,40 7,50
R
D
I (
%
)
FeO (%)
FeO (%) x RDI (%) 
88 
 
nesse caso a contribuição volmétrica na degradação durante redução do sínter é 
menor. 
Apesar da análise química possibilitar a avaliação de como o RDI se comportará com 
a variação de FeO, essa técnica apresenta limitações quando é desejado 
compreender a tendência observada. Em outras palavras, a análise química não é 
capaz de quantificar a fração de fases presente na amostra, como por exemplo 
relacionar o teor de FeO com a magnetita. Ao utilizar apenas essa técnica, as análises 
em termos de fases são apenas suposições. 
No que se refere a análise da resistência à frio do material, é possível observar que 
há uma tendência em aumentar a resistência do sínter ao aumentar a basicidade, de 
acordo com a Figura 78. 
Figura 78 - Comparação entre B2 x Índice Shatter (%). 
 
Fonte: a autora. 
Esse comportamento também é observado na literatura, quando a basicidade se limita 
a valores entre 1,0 a 3,0, conforme observado na Figura 79. 
87,50
88,00
88,50
89,00
89,50
90,00
90,50
91,00
1,67 1,68 1,69 1,70 1,71 1,72 1,73 1,74 1,75 1,76 1,77
Sh
at
te
r 
In
d
ex
 (
%
)
B2
B2 x Shatter Index (%)
89 
 
Figura 79 - Comportamento entre Shatter e Basicidade - literatura. 
 
Fonte: Fernández-González et al., 2017. 
De acordo com Fernández-González et al. (2017), o ganho de resistência física pode 
ser explicado devido a matriz multifásica que compõe a estrutura do sínter. A Figura 
80 corresponde a um diagrama ternário simplificado que leva em consideração três 
compostos, sendo eles o CaO, a SiO2 e o Fe2O3. Em baixas basicidades e qualquer 
variação de Fe2O3, pode-se observar a tendência em formar uma matriz composta por 
silicatos. Já em basicidades mais elevadas e com elevado teor de Fe2O3 presente na 
mistura, a tendência muda e é possível observar a formação de uma matriz composta 
por ferritos de cálcio. Além disso, o diagrama apresenta duas regiões de fase líquida, 
alfa e beta. β é a região do líquido que apresenta uma composição com mais ferrito 
de cálcio devido a reações entre CaO e um elevado teor de Fe2O3, já α é caracterizada 
por uma região liquida com composição rica em silicato. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
90 
 
Figura 80 - Diagrama de fase ternário com regiões de fase líquida (alfa e beta). 
 
Fonte: Cortesia ArcelorMittal, 2019. 
Os autores Umadevi et al. (2016) observaram que a formação da SFCA está 
associada ao aumento da basicidade do sínter e, devido a isso, ocorre o aumento da 
resistência do sínter. 
Da mesma forma que foi descrito anteriormente, as análises apresentadas nesse 
tópico mostram informações referentes às tendências dos paramêtros metalúrgicos e 
físicos em relação a composição química da amostra. Porém, não é possível 
compreender o motivo dessas tendências pois as técnicas utilizadas até agora 
apresentam limitações. Sendo assim, torna-se necessário desenvolver outras 
técnicas que são capazes de fornecer essas informações. 
Apesar dessas limitações, foi possível relacionar a composição química com os 
paramêtros de qualidade e as tendências observadas foram: 
• Foi observado que com o aumento do FeO ocorre a redução do RDI, conforme 
identificado na literatura; 
• O aumento da B2 (basicidade binária) acarreta o aumento do Shatter Index, 
nas faixas 1,68 a 1,76. 
 
91 
 
5.1.2 Microscopia Óptica 
A Microscopia Óptica é uma técnica amplamente utilizada para quantificar as fases do 
sínter. Essa quantificação pode ser manual ou automática (desde que seja 
desenvolvida uma rotina), porém nesse trabalho foi adotada a caracterizaçãno 
manual. 
Os resultados obtidos na quantificação estão na Tabela 9 e, conforme discutido 
anteriormente, a magnetita e a magnésio ferrita não são distinguíveis por essa técnica, 
portanto foram tratadas como “fases do grupo espinélio”. 
Tabela 9 - Mineralogia do sínter (%). 
Fonte: a autora. 
Com a mineralogia das três amostras foi possível comparar os resultados obtidos com 
o teor de FeO obtido via úmida. O intuito dessa avaliação é verificar se há alguma 
tendência entre o FeO e a Magnetita. Na Figura 81 observa-se claramente que há 
uma relação entre os parâmetros analisados, mas pode haver uma imprecisão já que, 
como descrito anteriormente, o FeO nada mais é que o teor de Fe2+ na amostra. 
Amostra 
Hematita 
Primária 
(%) 
Hematita 
Secundária 
(%) 
Magnetita 
- Fases 
Espinélio 
(%) 
Ferrito 
de 
Cálcio 
Acicular 
(%) 
Ferrito 
de 
Cálcio 
Colunar 
(%) 
Silicatos 
(%) 
Outros 
A1 9,70 10,20 31,70 28,40 11,50 6,60 2,00 
A2 8,90 9,60 34,00 25,60 10,60 8,10 3,30 
A3 5,70 9,20 41,10 20,20 9,80 11,70 2,40 
92 
 
Figura 81 - Comparação entre FeO e Magnetita – Microscopia Óptica. 
 
Fonte: a autora. 
Os íons Fe2+ podem estar presentes em outras fases como o ferrito de cálcio colunar 
(Pownceby e Patrick, 2000), conforme Figura 82. Isso ocorre devido ao mecanismo 
de substituição representado pela reação 2(Fe3+)=(Ca2+,Fe2+)+Si4+, sendo os íons 
Ca2+ parcialmente substituídospor íons Fe2+. 
Figura 82 - Padrão de Difração referente ao ferrito de cálcio colunar. 
 
Fonte: Pownceby e Patrick, 2000. 
Powceby e Patrick (2000), compararam o padrão de difração do ferrito de cálcio 
colunar (SFC livre de alumínio) obtido em seus estudos com o padrão obtido (SFCA) 
por Hamilton et al. (1989) e observaram que se tratava de fases equivalentes. Além 
disso, os dados estruturais do padrão obtido por Hamilton et al. indicaram que um dos 
três sítios de cálcio (Ca2+) coordenados octaedricamente apresentam interações mais 
curtas que as demais, demonstrando a possível presença de uma população de metal 
misto na estrutura do ferrito de cálcio colunar. Portanto, devido a esse fenômeno, foi 
avaliada a influência das duas fases em conjunto, sugerindo que além da magnetita o 
ferrito de cálcio colunar pode conter Fe2+ em sua composição. 
30,00
32,00
34,00
36,00
38,00
40,00
42,00
6,90 7,00 7,10 7,20 7,30 7,40 7,50
M
ag
n
et
it
a 
(%
)
FeO (%)
FeO (%) x Magnetita (%) - Microscopia Óptica
93 
 
Sabendo que há uma tendência de redução de RDI com o aumento do FeO (Figura 
76), os teores de magnetita foram correlacionados com o RDI com intuito de avaliar 
qual é a influência dessa fase no parâmetro metalúrgico do sínter. De acordo com 
Figura 83, foi observada a tendência entre a redução de RDI com o aumento da 
magnetita e essa mesma tendência foi observada por Umadevi, Sah e Mahapatra 
(2014). 
Figura 83 - Comparação entre Magnetita e RDI (%) – Microscopia Óptica. 
 
Fonte: a autora. 
De acordo com Mochón et al. (2014), outra fase que exerce grande influência no 
parâmetro RDI é a hematita secundária devido as trincas encontradas na sua 
estrutura. A técnica Microscopia Óptica permite a identificação da hematita 
secundária, portanto foi possível avaliar a sua relação com a degradação sob redução 
e, conforme Figura 84, foi observado que ao aumentar a presença de hematita 
secundária no sínter oRDI aumenta. 
9,00
9,50
10,00
10,50
11,00
11,50
12,00
12,50
13,00
30,00 32,00 34,00 36,00 38,00 40,00 42,00
R
D
I (
%
)
Magnetita (%)
Magnetita (%) x RDI (%) - Microscopia Óptica
94 
 
Figura 84 - Comparação entre Hematita Secundária e RDI (%) – Microscopia Óptica. 
 
Fonte: a autora. 
Por ser uma técnica capaz de identificar os ferritos de cálcio e os silicatos, também foi 
possível avaliar a relação dessas fases com o Índice de Shatter. Para facilitar a 
avaliação, foi criado uma razão entre ferritos de cálcio e silicatos, indicando que 
quanto maior essa relação maior será a quantidade de ferritos de cálcio presentes na 
matriz do sínter. De acordo com a Figura 85, existe uma tendência entre o índice de 
Shatter e a relação ferrito de cálcio/silicatos. 
Figura 85 - Comparação entre Índice de Shatter e Relação Ferrito de Cálcio/Silicato – Microscopia 
Óptica. 
 
Fonte: a autora. 
9,00
9,50
10,00
10,50
11,00
11,50
12,00
12,50
13,00
9,00 9,20 9,40 9,60 9,80 10,00 10,20 10,40
R
D
I (
%
)
Hematita Secundária (%)
Hematita Secundária (%) x RDI (%) - Microscopia 
Óptica
87,50
88,00
88,50
89,00
89,50
90,00
90,50
91,00
91,50
2,00 2,50 3,00 3,50 4,00 4,50 5,00 5,50 6,00 6,50
Sh
at
te
r 
In
d
ex
 (
%
)
Relação Ferrito/Silica
Relação Ferrito/Silicato x Shatter Index (%) -
Microscopia Óptica
95 
 
A Microscopia Óptica é uma técnica capaz de quantificar as fases do sínter a partir 
das diferentes morfologias e cores observadas, possibilitando a correlação entre a 
mineralogia encontrada e os parâmetros de qualidade do sínter. Isso proporciona o 
entendimento dos parâmetros, como o RDI e o índice de Shatter, baseado nas fases 
formadas, o que não era possível apenas com a análise química. 
Porém, essa técnica apresenta algumas desvantagens por ser uma técnica 
bidimensional, ou seja, a quantificação das fases é realizada em relação a área 
(Gonçalves, 2015). E, para converter esse resultado em percentual mássico, a fim de 
determinar um valor mais preciso, é necessário conhecer as densidades teóricas de 
cada fase presente mas, nem sempre é possível aplicar essa conversão, sendo isso 
considerado uma desvantagem da técnica. Portanto, busca-se o desenvolvimento de 
técnicas de caracterização volumétricas para ter resultados mais precisos. 
5.1.3 Difração de Raios-X 
A Difração de Raios-X é uma técnica volumétrica amplamente utilizada na caracterizar 
materiais cerâmicos e metálicos. Atualmente, está sendo incluída na caracterização 
de matérias primas de siderurgia, como minério de ferro, sínter e pelota. 
As Figura 86, Figura 87 e Figura 88 correspondem as amostras analisadas e os picos 
gerados são das fases hematita, magnetita, magnésio ferrita, ferritos e silicados. 
Figura 86 - Difratograma A1. 
 
Fonte: a autora. 
96 
 
Figura 87 - Difratograma A2. 
 
Fonte: a autora. 
Figura 88 - Difratograma A3. 
 
Fonte: a autora. 
A quantificação das fases foi realizada utilizando o Refinamento de Rietveld e os 
resultados obtidos estão descritos na Tabela 10. 
 
 
97 
 
Tabela 10 - Quantificação das Fases via DRX (%). 
Amostra 
Hematita 
(%) 
Magnetita 
(%) 
Magnésio-
Ferrita (%) 
SFC (%) 
SFCA 
(%) 
CF (%) 
Larnita 
- 
Silicato 
(%) 
A1 18,60 27,60 6,90 25,40 12,30 - 8,60 
A2 28,50 29,50 5,90 14,30 11,00 1,30 9,30 
A3 26,30 32,30 6,70 10,50 15,00 - 9,20 
Fonte: a autora. 
Na Tabela 11, estão apresentados os parâmetros estatísticos que representam a 
confiabilidade da análise. Comparando com os valores de referência, certifica-se de 
que os resultados obtidos apresentam boa confiabilidade estatística. 
Tabela 11 - Parâmetros estatísticos DRX. 
Amostra Rexp Rwp GOF 
A1 1,6028 2,51191 1,99404 
A2 1,5578 3,10621 1,99404 
A3 1,7603 3,28941 1,86867 
Referência1 <5 <10 1<GOF<4 
Fonte: a autora. 1 Valores de referência obtidos a dissertação de Miranda, 2019. 
 
Com a quantificação, tornam-se possíveis os estudos de correlação das fases com os 
parâmetros de qualidade do sínter, da mesma forma com que foi feito com os 
resultados obtidos pela Microscopia Óptica. A correlação entre hematita secundária e 
RDI não será possível nesse caso, pois a Difração de Raios-X não consegue 
diferenciar os tipos de hematita. Isso ocorre porque o DRX é uma técnica 
cristalográfica e as hematitas primárias e secundárias possuem a mesma estrutura 
cristalina e parâmetros de rede. 
Com a determinação do teor de magnetita via Difração de Raios-X, o valor encontrado 
foi comparado com o teor de RDI do sínter e a mesma tendência foi encontrada (Figura 
89). 
98 
 
Figura 89 - Comparação entre RDI e Magnetita - DRX. 
 
Fonte: a autora. 
O Índice Shatter também foi correlacionado com a razão entre os ferritos de cálcio e 
os silicatos (Figura 90), mas não foi encontrada a mesma tendência observada na 
Figura 85. Isso pode ter ocorrido devido à não identificação de fase amorfa. Na análise 
anterior, realizada com a quantificação obtida via Microscopia Óptica, o teor de 
silicatos encontrado englobava tanto os silicatos cristalinos quanto os amorfos. No 
caso do teor identificado via DRX, os silicatos correspondem só às fases cristalinas, 
podendo ter influenciado na avaliação da tendência entre a razão dos ferritos e 
silicatos pelo índice Shatter. 
 
9,00
9,50
10,00
10,50
11,00
11,50
12,00
12,50
13,00
27,00 28,00 29,00 30,00 31,00 32,00 33,00
R
D
I (
%
)
Magnetita (%)
RDI (%) x Magnetita (%) - DRX
99 
 
Figura 90 - Comparação entre Razão Ferritos/Silicatos x Índice de Shatter - DRX. 
 
Fonte: a autora. 
A técnica de Difração de Raios-X apresenta algumas vantagens em relação às 
técnicas avaliadas até esse tópico, sendo elas: 
• Trata-se de uma técnica volumétrica e cristalográfica, sendo assim, a 
identificação e quantificação de fase é mais precisa; 
• Identificação e quantificação da magnésio ferrita (fase formada devido a 
presença de MgO); 
• Melhor identificação dos ferritos de cálcio, pois trata-se de uma técnica 
cristalográfica. Sendo assim, a classificação dos ferritos é mais precisa; 
• A preparação de amostras dessa técnica não é danosa para a larnita; 
• Possibilita distinguir os tipos de silicatos cristalinos presentes na amostra; 
• De forma geral, é uma técnica rápida quando comparada a Microscopia Óptica. 
E como desvantagens, pode ser citado os seguintes itens: 
• Não é possível distinguir a hematita primária e secundária; 
• Não é possível identificar os tipos de hematita primária; 
• Não é possível avaliar relação cristalográfica entre as fases; 
• Não é possível visualizar as fases e como estão distribuidas; 
• Possui limite de detecção. Nesse caso, foi possível determinar fases com no 
mínimo 1%; 
87,50
88,00
88,50
89,00
89,50
90,00
90,50
91,00
2,50 3,00 3,50 4,00 4,50
Sh
at
te
r 
In
d
ex
 (
%
)
Razão Ferritos/Silicatos 
Razão Ferritos/Silicatos x Shatter Index (%) - DRX
100 
 
• A preparação da amostra pode interferir na análise, sendo considerada uma 
etapa crítica. 
 
5.1.4 Susceptibilidade Magnética Mássica 
As técnicas apresentadas nas seções anteriores são utilizadas para caracterizar o 
sínter e correlacionar com os paramêtros de qualidade. Porém, elas demandam tempo 
para preparar amostras quanto para realizar a análise. Em processos industriais, o 
tempo é um fator considerável quando se deseja realizar ajustes no processo para 
atingir a qualidade do produto final. Desse modo, quando se tratra de técnicas 
utilizadas para correlacionar com paramêtros de qualidade, torna-se necessário 
identificar possibilidades mais rápidas, porém confiáveis. Sendo assim, a 
Susceptibilidade Magnética Mássica foi avaliada como uma possibilidade para 
caracterizar o sínter. 
Na Figura 91 estão os valores obtidos a partir da análise das quatro amostras de sínter 
via Susceptibilidade Magnética Mássica. 
Figura 91 - Susceptibilidade Magnética Mássica [m3/(Kg x10-4)]. 
 
 
 
 
Fonte: a autora. 
Comparandoos resultados da Susceptibilidade Magnética Mássica com o FeO (Figura 
92), foi observado que ao aumentar o teor de FeO há o aumento da Susceptibilidade 
Magnética Mássica. 
Amostra 
Susceptibilidade Magnética 
Mássica [m3/(Kg x10-4)] 
A1 3,70 
A2 3,93 
A3 4,33 
101 
 
Figura 92 - Relação entre Susceptibilidade Magnética Mássica e FeO. 
 
Fonte: a autora. 
Como discutido em seções anteriores, é considerado que FeO está associado a 
magnetita. Por essa fase ser magnética, é esperado que ao aumentar o seu teor, 
também ocorra o aumento da sua resposta magnética. Foram realizadas 
comparações entre a Magnetita determinada via Difração de Raios-X e a 
Susceptibilidade Magnética Mássica a fim de identificar se a magnetita exerce 
influência nas propriedades magnéticas do material. E, conforme Figura 93, é possível 
observar a correlação entre os dois parâmetros. 
Figura 93 - Relação entre Susceptibilidade Magnética Mássica (m³/(Kgx10-4) e Magnetita (%). 
 
Fonte: a autora. 
3,60
3,70
3,80
3,90
4,00
4,10
4,20
4,30
4,40
6,90 7,00 7,10 7,20 7,30 7,40 7,50Su
sc
ep
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M
ag
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a 
M
ás
si
ca
 
(m
³/
(K
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1
0
-4
) 
FeO (%)
Susceptibilidade Magnética Mássica (m³/(Kgx10-4)
x FeO (%)
3,60
3,70
3,80
3,90
4,00
4,10
4,20
4,30
4,40
27,00 28,00 29,00 30,00 31,00 32,00 33,00
Su
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e 
M
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a 
M
ás
si
ca
 
(m
³/
(K
gx
1
0
-4
) 
Magnetita (%)
Susceptibilidade Magnética Mássica (m³/(Kgx10-4) 
x Magnetita (%) 
102 
 
Devido a essa correlação, suspeita-se que a redução da Susceptibilidade Magnética 
Mássica pode estar associada a transformação da magnetita em hematita secundária. 
Sendo assim, foi realizada uma comparação entre essa fase e o parâmetro magnético 
e, de acordo com a Figura 94, pode-se observar a relação entre o teor de hematita 
secundária e a Susceptibilidade Magnética Mássica. 
Figura 94 - Relação entre Susceptibilidade Magnética Mássica (m³/(Kgx10-4) e Hematita Secundária 
(%). 
 
Fonte: a autora. 
Além das análises anteriores referente a Susceptibilidade Magnética Mássica, foi 
realizada a avaliação entre o parâmetro magnético e o RDI. E, de acordo com a Figura 
95, é possível observar que ao reduzir a Susceptibilidade Magnética Mássica, o RDI 
aumenta. 
3,6
3,7
3,8
3,9
4
4,1
4,2
4,3
4,4
9 9,2 9,4 9,6 9,8 10 10,2 10,4Su
sc
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b
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M
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M
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ca
 
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gx
1
0
-4
)
Hematita Secundária (%)
Hematita Secundária (%) x Susceptibilidade 
Magnética Mássica (m³/(Kgx10-4)
103 
 
Figura 95 - Relação entre Susceptibilidade Magnética Mássica e RDI. 
 
Fonte: a autora. 
Partindo da relação entre RDI e Magnetita apresentado na Figura 89, pode-se dizer 
que reduzindo a quantidade de magnetita na amostra, observa-se um aumento do RDI 
e consequentemente a redução do índice de Susceptibilidade Magnética Mássica. 
A Susceptibilidade Magnética Mássica analisa os efeitos magnéticos em um volume 
total, portanto, em alguns casos, é de extrema importância levar em consideração a 
Susceptibilidade Magnética Mássica das principais fases individualmente. Vale 
ressaltar que a fase escolhida para realizar as análises é uma fase ferrimagnética, ou 
seja, a sua resposta ao magnetismo é expressiva. Porém, se desejar analisar a 
resposta magnética dos silicatos dessas mesmas amostras, o resultado não será 
satisfatório por se tratar de fases diamagnéticas. Ou seja, a variação da larnita em um 
meio que é composto por uma elevada quantidade de fase ferrimagnética, não é 
expressiva. Portanto, pode haver dificuldade em analisa-la. 
O sínter é um material composto por uma mistura de fases com diferentes 
caracteristicas magnéticas, podendo haver fases ferrimagnéticas, paramagnéticas e 
diamagnéticas por exemplo, então sugere-se fazer uma correlação entre a 
classificação magnética com a suscetibilidade magnética mássica a fim de estimar o 
efeito das diferentes classificações no paramêtro magnético. Sendo assim, o 
somatório da proporção da Susceptibilidade Magnética Mássica individual será a 
Susceptibilidade Magnética Mássica total do material analisado, conforme a equação 
a seguir. 
104 
 
𝑆𝑀𝑇 = ∑ 𝑆𝑀𝑛 ∗ 𝐹𝑛
𝑛
1 (13) 
 
A Susceptibilidade Magnética Mássica é uma técnica muito rápida (resultados 
imediatos) e fácil de ser executada, portanto para avaliações industriais pode ser uma 
alternativa em relação a análise química via úmida. Mas, a partir dela não é possível 
detectar teor de Fe2+, essa quantificação só é viável a partir da análise química via 
úmida. 
Para validar a técnica é necessário analisar uma quantidade maior de amostras para 
gerar resultados com confiabilidade estatística. 
5.2 TÉCNICAS QUALITATIVAS 
5.2.1 Microscopia Óptica 
O uso da Microscopia Óptica possibilita realizar uma avaliação inicial das amostras 
em relação a identificação das fases, suas morfologias, identificação de como essas 
fases estão associadas uma as outras, possibilita também a análise de poros, entre 
outros. Inicialmente, as três amostras foram avaliadas via microscopia óptica a fim de 
verificar as vantagens de utilizar essa técnica de forma qualitativa. 
A diferenciação das fases é feita a partir das diferentes tonalidades e morfologia delas: 
• Hematitas: A classificação das hematitas em relação as outras fases se dá pela 
sua coloração que, na microscopia óptica, aparecem brancas. Elas podem ser 
primárias ou secundárias e a sua diferenciação realizada a partir da sua 
morfologia, sendo que no caso das hematitas secundárias, utilizando campo claro, 
é possível observar cristais poligonais que são caracteristíco dessa fase 
(Hapugoda et al., 2016). Na Figura 96 é possível verificar como a hematita primária 
se apresenta ao observar essa fase via microscopia óptica. 
105 
 
Figura 96 - Magnetita e Hematita Primária. 
 
Fonte: a autora. 
A Figura 97 mostra a hematita secundária e é possível verificar a morfologia dos 
cristais poligonais, diferente da morfologia da hematita primária observada na figura 
anterior. 
Magnetita 
Hematita 
Primária 
Resina 
106 
 
Figura 97 - Magnetita x Hematita Secundária x Ferritos de Cálcio. 
 
Fonte: a autora. 
• Magnetita: A magnetita, ao ser observada via microscopia óptica, se apresentam 
em um tom rosado conforme observado nas Figura 96 e Figura 97. Algumas vezes 
a fase magnésio ferrita pode ser formada devido aos teores de magnésio 
adicionados a mistura de Sinter. Porém, segundo Loo (1998 apud Tonžetić e 
Dippenaar, 2011, p. 1260), não é possível distinguir essas fases quando está 
sendo feita uma avaliação utilizando a microscopia óptica. 
• Ferrito de Cálcio: Na Microscopia Óptica os ferritos de cálcio geralmente são 
classificados em dois tipos, sendo eles o colunar e o acicular. Essa fase se 
distingue das outras devido a sua cor cinza e a distinção entre as duas 
classificações é feita pela sua morfologia e tamanho. No caso dos ferritos 
colunares (Figura 98), eles se apresentam em forma de colunas e são maiores e 
os aciculares se apresentam como agulhas (Figura 99) (MEžIBRICKÝ; 
FRÖHLICHOVÁ, 2016). 
Magnetita 
Hematita 
Secundária 
Ferrito de 
Cálcio 
Colunar 
107 
 
Figura 98 - Ferrito de cálcio colunar x Hematita Primária x Magnetita. 
 
Fonte: a autora. 
Figura 99 - Ferrito de Cálcio acicular. 
 
Fonte: a autora. 
 
Ferrito de 
Cálcio Acicular 
108 
 
• Larnita: É possível distinguir devido a sua morfologia caracteristica. Ela se 
apresenta como uma lamela alongada na diagonal (Figura 100). 
Figura 100 - Larnita x Magnetita x Ferrito de Cálcio Acicular. 
 
Fonte: a autora. 
• Fase vítrea (FS): Distingue-se dos silicatos cristalinos devido a morfologia irregular 
(Figura 101). 
 
 
 
 
 
 
 
 
109 
 
Figura 101 – Fase vítrea x Magnetita x Hematita Primária x Ferritode Cálcio. 
 
Fonte: a autora. 
 
No que diz respeito ao uso da Microscopia Óptica para avaliação qualitativa, é possível 
observar regiões em que ocorrem reações de oxidação da magnetita para hematita. 
Essas regiões podem ser identificadas devido ao aspecto de treliça (ROCHA, 1997), 
conforme apresentado na Figura 102. Provavelmente, existe uma relação 
cristalográfica entre essas fases, porém a avaliação utilizando a Microscopia Óptica 
não permite identificar essa relação. 
Hematita 
Primária 
Fase Vítrea Magnetita 
Ferrito de 
Cálcio 
110 
 
Figura 102 - Oxidação da Magnetita em Hematita. 
 
Fonte: a autora. 
Em alguns Microscópios Ópticos é possível polarizar a luz e, ao observar materiais 
anisotrópicos utilizando essa ferramenta, é possível verificar alterações da reflectância 
em função da orientação cristalina dos cristais. Devido a isso, é possível diferenciar 
cristais adjacentes que, quando analisados via Campo Claro não são distinguíveis por 
apresentar reflectâncias similares. 
Na Figura 103 é possível observar a micrografia do sínter após utilização da luz 
polarizada em diferentes regiões da amostra de sínter e foi observado que os cristais 
de hematita secundária apresentavam orientações aleatórias. Foram selecionadas 
duas regiões distintas, sendo que em uma (amarela) é possível distinguir cristais 
adjacentes devido a reflectância, enquanto a segunda região (vermelha) aparenta ser 
um cristal único por apresentar a mesma tonalidade. Ao comparar essas regiões com 
a mesma imagem, porém analisada em campo claro, não é observada distinção entre 
os cristais adjacentes. 
Apesar da hematita secundária (região circulada em vermelho) se apresentar como 
um cristal único na imagem polarizada, não é possível confirmar essa afirmação 
apenas com a análise via Microscopia Óptica, pois essa é uma técnica de interação 
da amostra com a luz. 
Ferrito de 
Cálcio 
colunar. 
Hematita 
Magnetita 
111 
 
Figura 103 - Micrografia do sínter - Luz polarizada. 
 
Fonte: a autora. 
A região apresentada na Figura 104 apresenta hematita primária e um cristal de 
magnetita. Avaliando a diferença de reflectância, pode-se especular que: 
• Os cristais de hematita apresentam diferenças em relação a reflectância, 
indicando que há uma orientação cristalográfica diferente entre eles. Àqueles 
que estão na horizontal (“b”) não estão orientados no mesmo sentido que os 
que estão na vertical (“a”); 
• A região da magnetita não apresenta diferença da reflectância, indicando ser 
um único cristal de magnetita. 
 
 
112 
 
Figura 104 - Região de oxidação da magnetita em hematita - Luz polarizada. 
 
Fonte: a autora. 
 
A polarização da luz também pode ser utilizada para identificar os diferentes tipos de 
texturas presentes nos tipos de hematita primária. Ao analisar as amostras em campo 
claro, não é possível fazer essa distinção. 
A análise da região da hematita primária na Figura 105 foi realizada utilizando a luz 
polarizada e foi identificado que se esse tipo de fase se tratava de uma hematita 
primária com textura granular. 
113 
 
Figura 105 - Região com Hematita Primária e Magnetita – Luz Polarizada. 
 
Fonte: a autora. 
A Microscopia Óptica é uma técnica interessante para fazer uma primeira avaliação 
das amostras. Com ela é possível identificar os tipos de hematita (primária e 
secundária), identificar as texturas das hematitas, avaliar se os cristais são mono ou 
policristalinos (quando é utilizada a polarização), observar regiões de transformação 
de fase, identificar a distribuição e associação entre as fases, entre outros. Porém, 
existem algumas desvatagens: 
• Não é possível distinguir as fases magnésio ferrita e magnetita; 
• Durante a preparação da seção polida para análise, a fase larnita pode ser 
lixiviada. Consequentemente, pode-se obter valores errados ao quantificar os 
silicatos cristalianos; 
• A classificação dos ferritos de cálcio (incluindo SFCA’s) é feita apenas pela 
morfologia, que é dependente da forma com que a amostra é seccionada. A 
Figura 106 ilustra como a interpretação pode ser influenciada de acordo com a 
seção analisada e, devido a isso, a diferenciação dos tipos de ferritos de cálcio 
não é feita com precisão. 
114 
 
Figura 106 - Classificação morfologia x dependência do seccionamento. 1) amostra não seccionada; 2) 
secção longitudinal: fase colunar; 3) secção transversal: fase acicular. 
 
Fonte: Tonžetić e Dippenaar, 2011. 
 
5.2.2 EBSD 
O intuito de analisar o sínter utilizando o EBSD é verificar como as relações 
cristalográficas influenciam as fases, como por exemplo durante sua formação e a 
morfologia característica. Vale lembrar que é possível determinar o percentual de cada 
fase presente, mas como o volume e área analisados são pequenos, os valores 
obtidos serão usados apenas como informativo e não para correlacionar com os 
paramêtros de qualidade do sínter. 
5.2.2.1 Análise Região 1 
A Figura 107 traz a distribuição das fases na região selecionada para análise. Ao 
confrontar a região indicada pela seta preta com a imagem obtida via Microscopia 
Óptica (Figura 102), é possível confirmar as fases identificadas anteriormente. 
Considera-se essa afirmação como mais um fator que corrobora a ocorrência da 
reação de oxidação da magnetita em hematita nessa região. 
115 
 
Figura 107 - Identificação de fases via EBSD - região de análise. 
 
Fonte: a autora. 
A função Lattice Correlation Boundaries, ferramenta do software da Oxford, foi 
utilizada para verificar a existência da coincidência entre os planos citados acima na 
interface entre as fases hematita e magnetita. Essa função possibilita exibir as regiões 
de fronteira entre as fases em que um par específico de planos são paralelos entre 
elas. Para essa análise, foram selecionados os planos de maior simetria referentes a 
magnetita e hematita, (111)M||(0001)H. A Figura 108 apresenta o resultado obtido 
pela análise. 
 
116 
 
Figura 108 - Análise da interface entre as fases hematita/magnetita. 
 
Fonte: a autora. 
As regiões em vermelho apresentadas no mapa acima, foram assinaladas pelo 
software como fronteiras entre magnetita e hematita em que os planos 
(111)M||(0001)H coincidem. Além disso, no histograma de frequência da Figura 109, 
é apresentado os desvios angulares dessa coincidência, que foram de até 5º. 
Portanto, é possível observar que há uma elevada compatibilidade entre os pares de 
planos de maior simetria das fases analisadas, corroborando a possibilidade do 
crescimento da hematita a partir da magnetita poder ocorrer em relação aos planos 
(111)M||(0001)H. 
117 
 
Figura 109 - Resultado Lattice Correlation Boundaries. 
 
Fonte: a autora. 
Segundo Lagoeiro (1998), a reação de oxidação da magnetita em hematita ocorre ao 
longo dos planos {111} da magnetita, que são planos com maior densidade de íons 
de oxigênio. A hematita possui algumas semelhanças com a magnetita em relação a 
estrutura e, devido a essas semelhanças, essa transformação é favorecida. 
Além da análise utilizando a função Lattice Correlation Boundaries, foram realizadas 
análises das orientações cristalográficas das fases presentes, em função da Figura 
de Polo Inversa ao eixo Z. As Figura 110 e Figura 111 mostram que os cristais 
presentes na região selecionada estão orientados aleatóriamente para ambas fases. 
Na região de transformação de fases, a magnetita possui a predominência de 
orientação <001>//Z. Devido a isso, pressupõe que essa região é um único cristal que 
está dando origem a diversos cristais de hematita com direções aleatórias. 
118 
 
Figura 110 - IPF Magnetita. 
 
Fonte: a autora. 
119 
 
Figura 111 - IPF Hematita. 
 
Fonte: a autora. 
5.2.2.2 Análise Região 2 
A Figura 112 traz a distribuição das fases na região selecionada. 
Figura 112 - Região Hematita Secundária - EBSD. 
 
Fonte: a autora. 
Apósseleção das fases de interesse, é possível obter o percentual de cada fase, como 
apresentado na Figura 113. 
120 
 
Figura 113 - Quantificação Hematita/Magnetita. 
 
Fonte: a autora. 
Apesar da quantificação das fases, conforme apresentado na figura acima, essa 
técnica não é estatística como a Difração de Raios-x, por exemplo. O diferencial dessa 
técnica é a possibilidade de estudar alguns mecanismos, como a transformação de 
fase. 
Essa mesma região foi analisada via Microscopia Óptica utilizando campo claro, 
conforme 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 114. As imagens apontadas com a seta preta nas figuras acima e abaixo 
correspondem a mesma região, porém observadas em equipamentos diferentes. 
121 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 114 - Micrografia do sínter - Campo Claro. 
 
Fonte: a autora. 
Essa mesma região foi analisada utilizando a luz polarizada, conforme observado na 
Figura 103. Como não foi observada nenhuma diferença entre a reflectância ao 
analisar a amostra em campo claro e luz polarizada, essa região foi considerada como 
um único cristal. 
122 
 
Para confirmar se essa região se tratava de um único cristal ou não, essa amostra foi 
analisada no EBSD e, como mostrado na Figura 115, foram observadas orientações 
cristalográficas distintas, indicando que essa região na realidade se trata de um 
policristal. 
Figura 115 - IPF Hematita Secundária. 
 
Fonte: a autora. 
A partir da utilização dessa técnica foi possível identificar claramente as diferenças de 
orientação cristalográfica entre os cristais, que nem sempre é possível quando a 
análise é feita via Microscopia Óptica. 
5.2.2.3 Diferenciação entre as fases 
A região apresentada na Figura 116 foi selecionada para análise via EBSD. Utilizando 
a microscopia óptica, é possível observar que essa região é composta grande parte 
por SFCA e Magnetita. Porém, sabe-se que devido a adição de MgO na composição 
química do mix de minério para formação do sínter, pode haver formação da fase Mg-
Ferrita que apresenta caracteristicas ópticas similares a Magnetita. Portanto, algumas 
técnicas não são capazes de identificar essa fase devido a essa semelhança. 
123 
 
Figura 116 - Diferenciação entre Magnetita e Magnésio Ferrita. 
 
Fonte: a autora. 
Com o desenvolvimento do EBSD, foi possível realizar medidas e diferenciar as duas 
fases. Isso ocorreu devido a diferenças nos padrões de Kikuchi, podendo identificar 
assim as regiões com presença de magnetita e mg-ferrita. 
O EBSD é uma técnica que apresenta muitas vantagens quando comparado a outras 
técnicas de caracterização, por se tratar de uma técnica cristalográfica. Para a análise 
de fases encontradas no sínter, podem ser citadas as seguintes vantagens: 
• Possibilidade de avaliar as fases e seus limites a partir de contraste de 
contorno, forma, cores e relações cristalográficas; 
• Análise de interface entre as fases. Esse tipo de análise podem trazer 
informações interessantes para estudos de transformação de fases em 
reatores de redução; 
• Avaliação das orientações cristalográficas dos grãos a partir de relações 
cristalográficas; 
• Avaliar regiões de transformação de fase; 
• Visualuzação da distribuição e associação entre as fases; 
• Quantificar as fases a partir da cristalografia. 
Porém, o EBSD apresenta algumas desvantagens: 
• Técnica cara e demorada; 
• Preparação de amostra extremamente cuidadosa para garantir a superfície 
lisa; 
• Pequena região de análise; 
• Não identifica fase amorfa. 
124 
 
 
5.3 RESUMO DAS TÉCNICAS 
Na Tabela 12 está descrito um resumo das análises possíveis referente a cada técnica 
estudada nesse trabalho como forma a auxiliar a decisão de qual técnica utilizar 
quando for realizar uma análise do sínter. Vale ressaltar que as técnicas podem ser 
utilizadas em conjunto por serem consideradas complementares. 
 
Tabela 12 - Análises possíveis de cada técnica. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Fonte: a autora. 
Já na Tabela 13 está descrito quais fases são identificadas em cada técnica utilizada 
nesse trabalho. No caso da Susceptibilidade Magnética Mássica, as setas indicam se 
a resposta magnética de cada fase é alta ou baixa, ou seja, as setas para cima indicam 
que a resposta magnética é alta e as para baixo indicam que é baixa. A magnetita 
apresenta três setas pois é a que tem a maior resposta magnética por ser 
ferrimagnética. 
 
 
Tipos de técnicas Análises Possíveis 
ANÁLISE QUÍMICA FRX: Si, Al, Mg, Mn, S, P, Ti, Ca; 
Via úmida: FeT e FeO (Fe2+) 
MICROSCOPIA ÓPTICA Contraste por contorno, forma e 
cores 
Análise de fases 
Associação das fases 
Porosidade 
Fração de fases 
SUSCEPTIBILIDADE 
MAGNÉTICA MÁSSICA 
Magnetização da amostra 
Obs: SMm > SMh > ... 
EBSD Contraste por contorno, forma, 
cores e cristalográfica; 
Interface entre as fases 
Orientação cristalográfica dos 
cristais 
Associação das fases 
DRX Fases 
Frações Cristalinas 
125 
 
Tabela 13 – Fases x Diferentes técnicas de caracterização. 
 
MO DRX SM EBSD 
Hematita Primária X 
 
↑ X 
Hematita 
Secundária 
X 
 
↑ X 
Hematita total X X ↑ X 
Magnetita X X ↑↑↑ X 
Mg Ferrita 
 
X Não se 
sabe 
X 
Larnita X X ↓ X 
SFCA X X Não se 
sabe 
X 
SFCA-I X X Não se 
sabe 
X 
Silica X X ↓ X 
Silicato X X ↓ X 
Amorfo X X ↓ 
 
Fonte: a autora. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
126 
 
6 CONCLUSÕES 
- Ao determinar a composição química do sínter, a partir das técnicas Fluorescência 
de Raios-X e Via Úmida, foi possível avaliar a tendência entre os teores de cada 
elemento determinado e os parâmetros metalúrgicos. Sendo assim, foi observado 
que: 
a) A redução do FeO em 6,71% implicou na redução de 21,76% do RDI; 
b) Ao reduzir a basicidade binária em 4,55%, o índice de Shatter reduziu 3,21%. 
Embora a utilização dos resultados obtidos na análise química tenha possibilitado 
avaliar essas tendências, essa técnica ainda apresenta algumas limitações que 
impossibilita identificar os motivos das tendências observadas. 
- Após determinação da mineralogia do sínter, a partir da microscopia óptica, foi 
possível avaliar a influência das fases presentes nos parâmetros metalúrgicos e 
físicos. Os resultados observados foram: 
a) Ao aumentar o FeO em 6,7%, o teor de magnetita aumentou 29,65%; 
b) A redução do RDI em 21,76% foi acompanhado pela redução do teor de hematita 
secundária em 9,80%; 
c) O RDI reduziu 21,76% com o aumento de 29,65% de magnetita; 
d) O índice Shatter reduziu 3,21%, ao reduzir 57,69% da razão entre ferritos e 
silicatos. 
- Com a análise via Microscopia Óptica não foi possível distinguir a Magnetita da 
Magnésio Ferrita. 
- Os resultados obtidos pela quantificação de fases via Difração de Raios-X foram 
correlacionados com os parâmetros de qualidade do sínter e foi identificado que: 
a) Ao aumentar o teor de magnetita em 17,03%, foi observada uma redução de 
21,76% do RDI; 
b) Diferente da microscopia óptica, não foi observada nenhuma tendência entre a 
razão ferrito e silicato e o índice de Shatter. Isso pode ter ocorrido devido a não 
identificação dos silicatos amorfos. 
- Não foi possível distinguir as hematitas primárias e secundárias via Difração de 
Raios-X. 
127 
 
- Tanto a Microscopia Óptica quanto a Difração de Raios-X foram consideradas boas 
técnicas para medir a correlação entre o RDI e o teor de magnetita. 
- Os valores referentes a Susceptibilidade Magnética Mássica de cada amostra foram 
comparados com os parâmetros de qualidade do sínter e foi possível identificar que: 
a) Ao aumentar o FeO em 6,71%, a Susceptibilidade Magnética Mássica das 
amostras aumentou 17,03%; 
b) Com o aumento de 17,03% da magnetita, foi observado o aumento de 17,03% da 
Susceptibilidade Magnética Mássica. 
- Com a utilização do EBSD foi posível observar que: 
a) O uso da função Latice Correlation Boundaries permitiu identificar que a reação de 
oxidação da magnetitapara hematita estava ocorrendo entre os planos 
(111)M||(0001)H; 
b) Com a Figura de Polo Inversa foi possível verificar a orientação cristalográfica dos 
cristais da hematita secundária, revelando que era um policristal. Vale ressaltar 
que ao avaliar a mesma região via microscopia óptica (campo claro e luz 
polarizada), se tratava de um monocristal. 
c) Em uma região do sínter foi possível diferenciar a fase magnetita da magnésio 
ferrita. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
128 
 
7 TRABALHOS FUTUROS 
As sugestões para trabalhos futuros são: 
- Comparação entre índice de Redutibilidade e fases presentes no sínter; 
- Desenvolvimento de técnica de separação química das fases do sínter; 
- Comparação individual das fases e Susceptibilidade Magnética Mássica; 
- Estudo do mecanismo de formação dos ferritos de cálcio utilizando EBSD e DRX; 
- Desenvolvimento de técnica de preparação de amostra para EBSD preservando a 
larnita; 
- Estudo das interfaces entre as fases presentes no sínter; 
- Variação da frequência utilizada no ensaio de Susceptibilidade Magnética Mássica 
para avaliar o comportamento magnético da amostra. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
129 
 
 
ABREU, Soraia da Silva; MACAMBIRA, Joel Buenano; CABRAL, Erica da Solidade. 
Geologia e petrografia de formações ferríferas com ênfase na gênese de cavidades 
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137 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
ANEXOS 
138 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
ANEXO 1 
Técnicas de Caracterização 
 
 
 
 
 
 
 
 
1 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X 
1.1 PRODUÇÃO DE RAIOS-X 
139 
 
Em 1895, o físico Wilhelm Conrad Röentgen realizou experimentos em tubos de raios 
catódicos e, devido a esse estudo, descobriu a produção de uma radiação 
desconhecida, denominada por ele como raios-x (ERDÓCIA, 2011). Os raios-x são 
ondas eletromagnéticas que possuem frequência superior a 1018 Hertz e o seu 
comprimento de onda é da ordem de 0,5 a 3 Angstrons, conforme Figura 117. 
Fonte: Erdócia, 2011. 
Os raios-x são produzidos devido à colisão de uma partícula eletricamente carregada 
e com elevada energia cinética contra um alvo metálico, causando a sua 
desaceleração. Em virtude dessa desaceleração, são observados o espectro contínuo 
e o característico (CULLITY, 1956). 
O espectro contínuo (ou Bremsstrahlung) é caracterizado pela distribuição contínua 
de energia liberada após o choque de elétrons com o alvo metálico. Durante a 
trajetória dos elétrons até o alvo, pode haver interação entre eles e partículas de ar ou 
entre os próprios elétrons, tendo como resultado a redução da sua energia. Ao 
encontrar o alvo, esses elétrons apresentam energias diferentes, gerando a 
distribuição contínua de energia liberada, como mostrado na Figura 118 (VIEIRA, 
2010). 
 
Figura 118 - Espectro de Bremsstrahlung. 
 
Fonte: Vieira, 2010. 
Figura 117 - Espectro eletromagnético. 
140 
 
A colisão de elétrons acelerados aos elétrons do átomo do anodo pode provocar a 
liberação de elétrons da última camada do átomo (K) e, para que o átomo permaneça 
estável, os elétrons das camadas mais distantes preenchem o espaço vazio gerado 
pela colisão. Devido à diferença de energia entre as camadas, ocorre a liberação dos 
raios-x. A diferença de energia de cada nível eletrônico é característica do elemento, 
portanto os raios-x emitidos por essa transição são chamados de radiação 
característica (apresentam comprimentos de onda bem específicos). Se o espaço 
vazio da camada K é ocupado por um elétron da camada L, a radiação observada é 
Kα e quando é ocupado por um elétron da camada M observa-se a radiação Kβ, 
conforme Figura 119 (CULLITY, 1956). 
 
Figura 119 - Radiação característica do Molibdênio. 
 
Fonte: Adaptado de Cullity, 1956. 
Para produzir os raios-x experimentalmente é necessário um tubo que contenha uma 
fonte geradora de elétrons (catodo) e um alvo de metal (anodo). Para que o elétron 
seja deslocado da fonte até o alvo, é aplicada uma diferença de potencial entre os 
dois eletrodos. Devido à conversão da energia cinética dos elétrons em calor, o tubo 
141 
 
é resfriado com água. Na Figura 120 está representado um esquema do tubo de raios-
x. 
 
 
Figura 120 - Tubo de raios-x. 
 
Fonte: Eisberg e Resnick, 1974 apud Silva, 2016. 
A liberação do elétron ocorre a partir do aquecimento do catodo. Posteriormente, o 
elétron é atraído pelo anodo devido à elevada tensão aplicada. O resultado do choque 
entre os elétrons gerados pelo catodo no anodo é a produção de raios-x em todas as 
direções. A radiação produzida escapa pelo tubo a partir das janelas de berílio, que 
compõem o corpo do tubo de raios-x. 
O anodo do tubo de raios-x pode ser de alguns elementos, a fim de que se tenha a 
produção de radiação com comprimento de onda específico. Os anodos mais comuns 
são de cobalto, cobre e cromo (Tabela 14). A escolha do anodo irá depender do tipo 
de material analisado. 
Tabela 14 - Tipos de anodo. 
 
Fonte: a autora. 
1.2 ESTRUTURA DA MATÉRIA 
Anodo 𝛌𝐊𝛂𝟏 (nm) 𝛌𝐊𝛂𝟐 (nm) 
Cu 0.154059 0.154441 
Co 0.178900 0.179289 
Cr 0.228975 0.229365 
 
142 
 
Os materiais sólidos são classificados como cristalinos ou amorfos. Os materiais 
cristalinos são aqueles que apresentam ordenamento atômico tridimensional de longo 
alcance, sendo a periodicidade maior que o comprimento das ligações. Os amorfos 
são caracterizados por arranjos atômicos aleatórios e sem ordenação a longo alcance. 
O padrão de repetição dos sólidos cristalinos é constituído por diversas unidades 
básicas descritas como célula unitária, que é a menor porção de um cristal que se 
repete a longo alcance. As células unitárias podem apresentar ângulos e parâmetros 
axiais diferentes, compondo sete sistemas cristalinos. Desses sistemas, Bravais 
derivou 14 células unitárias permitindo descrever qualquer estrutura cristalina. 
1.3 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X 
O ajuste realizado é dividido em duas categorias, refinamento estrutural e indexação 
das reflexões de Bragg. O refinamento estrutural considera toda estrutura cristalina 
do composto analisado e para gerar o padrão de difração calculado é necessário partir 
de um modelo cristalino (posição atômica, parâmetro de rede, grupo espacial etc.) que 
apresente uma estrutura cristalina parecida com a estrutura real. Já a indexação das 
reflexões de Bragg, conhecido como o ajuste das posições dos picos difratados, é 
necessário saber os parâmetros de rede e grupo espacial do composto para indexar 
os picos do difratograma (KINAST, 2000). Esse ajuste é obtido a partir da equação 
13: 
 (13) 
Sendo, 𝑆𝑦 a minimização dos resíduos, 𝑤𝑖 o peso de cada intensidade observada na 
i-ésima iteração e 𝑦𝑐𝑖 é a intensidade calculada na i-ésima iteração. 
Segundo Young (1993), as reflexões de Bragg contribuem no valor total da 
intensidade, 𝑦𝑖. A intensidade calculada, definida como 𝑦𝑐𝑖, é dependente de |𝐹𝑘|, 
fator de estrutura do cristal, e diversos fatores intrínsecos a amostra e o equipamento. 
Essa intensidade é calculada de acordo com a equação 14: 
 (14) 
143 
 
Sendo 𝑆𝑡: fator de escala, K: índice de Miller para reflexão de Bragg, 𝐿𝑘: função de 
Lorentz, fator de polarização e fator de multiplicidade (mhkl), 𝜙: função do perfil de 
reflexão, 𝑃𝑘: função de orientação preferencial, 𝐴: fator de absorção, 𝐹𝑘: fator de 
estrutura para k-ésima reflexão de Bragg e 𝑦𝑏𝑖: intensidade da radiação na i-ésima 
interação (YOUNG, 1993). 
O fator de escala, 𝑆𝑡, é um importante parâmetro que ajusta a altura de todas as 
reflexões do padrão difratométrico. Esse fator depende do tempo de contagem dado 
por cada passo i e da intensidade da radiação selecionada. 𝐿𝑘 é a combinação entre 
a função de Lorentz, fator de polarização e de multiplicidade. O fator de Lorentz é 
responsável por considerar um material randômico. O fator de polarização é 
responsável pela variação da intensidade do feixe difratado em relação ao ângulo 
incidente. Já o fator de multiplicidade é responsável pela contribuição dos diferentes 
planos presentes na estrutura cristalina e que contribui para a mesma reflexão hkl. 
𝐹𝑘corresponde ao fator de estrutura, sendo esse necessário para determinação da 
intensidade. Esse fator é função da agitação térmica dos átomos, fator individual de 
espalhamento e parâmetros atômicos (SANSONE, 2018). 
𝜙 é a função que descreve o formato do pico de intensidade hkl. Essa função é 
dependente das posições 2𝜃𝑖 − 2𝜃𝑘 e da largura meia altura do pico. O fator 𝑃𝑘 
descreve a orientação preferencial da amostra. Ele é importante paracorrigir a 
influência dos cristais que estão orientados em uma amostra em pó. 𝐴 é um fator que 
corrige o quanto a amostra absorveu a radiação incidente, em vez de espalhar. 𝑦𝑏𝑖 
refere-se ao background, que é a linha de base no i-ésimo ponto (SANSONE, 2018). 
Além desses parâmetros, utilizam-se funções como Gaussiana, Lorentziana, Pseudo 
Voigt e outras, para que o pico calculado se ajuste melhor aos picos do difratograma. 
Para verificar a qualidade do refinamento, existem alguns parâmetros que avaliam a 
qualidade do refinamento. São eles (SANSONE, 2018): 
• Rwp, ou R ponderado, é um índice que avalia se o refinamento está convergindo. 
A equação que define esse parâmetro é: 
 (15) 
144 
 
O denominador dessa equação corresponde a função de minimização, portanto, 
quando Rwp diminui sabe-se que o refinamento está convergindo. Porém, se Rwp 
aumenta, entende-se que algum parâmetro está desviando do valor real. Quando Rwp 
não varia mais, é um indicativo de que o valor mínimo foi atingido. 
• O Rexp corresponde ao mínimo valor esperado estatisticamente para Rwp. Esse 
parâmetro é dado pela equação a seguir: 
 (16) 
Onde N é o número de pontos utilizados no refinamento e P o número de parâmetros 
refinados. 
• O GoF (χ²), ou goodness of fit, é considerado o fator de qualidade do refinamento 
e é representado pela equação abaixo: 
 (17) 
Para que o refinamento seja considerado bom, o GoF deve ficar próximo de 1, ou seja, 
tem-se que o 𝑅𝑤𝑝 atingiu o valor experado (𝑅𝑒𝑥𝑝). Valores abaixo de 1 representam 
um ajuste ruim, pois o valor de 𝑅𝑤𝑝 não deve ser menor que 𝑅𝑒𝑥𝑝. 
1.4 MEV 
Na técnica de microscopia eletrônica de varredura, um feixe fino de elétrons irradia a 
superfície da amostra, resultando em uma série de interações, Figura 121, tais como: 
elétrons secundários, elétrons retroespalhados, raios-x característicos, elétrons 
Auger, fótons etc. 
145 
 
Figura 121 - Interação entre elétrons e amostra. 
 
Fonte: Adaptado de Ul-Hamid (2018). 
A captação correta dessas radiações fornece informações da amostra analisada, 
como topografia, composição, cristalografia etc. No caso do MEV, essas informações 
são obtidas a partir dos elétrons secundários e retroespalhados (resultado do feixe de 
elétrons incidente que foram reemitidos a partir da amostra por espalhamento 
elástico). 
O feixe de elétrons varre a amostra e os sinais captados são alterados devido a 
diferenças na superfície. Os elétrons secundários fornecem a topografia da superfície 
da amostra e imagens de alta resolução, enquanto os elétrons retroespalhados 
fornecem imagem característica de variação de composição (EDS) (UL-HAMID, 
2018). 
1.4.1 EBSD 
A intensidade das linhas de Kikuchi para um certo plano (hkl) pode ser calculada a 
partir da seguinte aproximação: 
 (18) 
Sendo: 
fi (θ) = fator de espalhamento atômico para elétrons; 
xi, yi e zi = frações das coordenadas na célula unitária para o átomo i. 
146 
 
Para que os padrões de Kikuchi sejam indexados, utiliza-se dois métodos. O primeiro 
método consiste em desenhar manualmente a posição das linhas de difração, 
enquanto o segundo é um método automático que utiliza conceitos da transformada 
de Hough. Essa transformada, considerada como um método padrão para 
identificação de formas facilmente parametrizadas em imagens digitalizadas 
(PIVETTA; MANTOVANI; ZOTTIS, 2018), converte as bordas das linhas de Kikuchi 
em uma representação no espaço Hough, conforme apresentado na Figura 122: 
Figura 122 - Representação das linhas de Kikuchi no espaço Hough. 
 
Fonte: Jaensch, 2017. 
Para que a linha de Kikuchi seja representada por apenas um único ponto dentro do 
espaço de Hough, a transformada extrai os sinais das imagens em escala de cinza e 
converte “x e y”, coordenadas cartesianas, em “ρ e θ”, coordenadas polares. Ou seja, 
cada ponto da linha de Kikuchi apresentada na imagem (x,y), desde que seja diferente 
de zero, é convertido em uma curva sinusoidal. Caso os pontos (x,y) estejam em linha 
reta, todas as curvas sinusoidais irão se cruzar em um único ponto (ρ,θ) no espaço de 
Hough, como mostrado na Figura 123 (GARCIA, 2016). 
147 
 
Figura 123 - Conversão de coordenadas cartesianas para polares. 
 
Fonte: Serna, 2002. 
A linha de Kikuchi é então representada pela equação a seguir: 
 (19) 
SendoΡ - distância perpendicular da banda à origem; θ - ângulo em relação à 
horizontal (0º a 180º). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
148 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
ANEXO 2 
Matéria Prima e Processo de Sinterização 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
149 
 
1 MATÉRIA PRIMA 
O sínter é uma das matérias primas ferrosas mais utilizada nos altos fornos atuais e 
esse produto é obtido a partir do processo de sinterização de minérios de ferro 
(geralmente sinter feed), cal, calcário, combustível sólido e resíduos siderúrgicos. A 
qualidade adequada do sínter, para ser consumidos no alto forno, está fortemente 
relacionada com as propriedades físicas e químicas dos minérios de ferro. 
1.1 QUALIDADE FÍSICA DOS MINÉRIOS 
Dentre os principais parâmetros que influenciam na qualidade física dos minérios de 
ferro, a distribuição granulométrica do sinter feed é um dos mais importantes. Segundo 
Honorato (2005), a distribuição granulométrica das misturas de minérios é definida por 
uma adaptação da curva de Astier descrita pela área hachurada conforme mostrada 
na Figura 124. 
Figura 124 - Curva de Astier. 
 
Fonte: Honorato, 2005. 
 
150 
 
Em resumo, tem-se: 
• 0% acima de 9,5mm; 
• Máximo de 5% acima de 6,35mm; 
• 45 a 60% entre 1 e 6,35 mm; 
• 10 a 25% abaixo de 150 mesh. 
Segundo Júnior (2018), as partículas acima de 6,35 mm são conhecidas como 
supergrossas e não contribuem para a aglomeração a frio, por isso devem ser 
minimizadas. Já as que estão na faixa entre 1 e 6,35 mm são conhecidas como 
nucleantes, sendo desejável uma elevada quantidade nessa fração para que ocorra a 
aderência das partículas mais finas ao seu redor para que sejam formadas as micro 
pelotas. As partículas mais finas, que apresentam capacidade de se aderir as 
nucleantes, estão na faixa granulométria entre 0,150 mm a 0,3 mm e são chamadas 
de partículas aderentes. Porém, aquelas que estão entre 0,3 e 0,7 mm não se 
comportam nem como aderentes e nem como nucleantes. Essa faixa granulométrica, 
caracterizada como partícula intermediária, não é desejada para o processo de 
aglomeração. Além das partículas intermediárias, as superfinas, granumoletria menor 
que 0,150 mm, também não aderem às partículas nucleantes. As superfinas são 
indesejáveis pois auxiliam na redução da permeabilidade do leito das micropelotas 
durante o processo de sinterização. Na Figura 125 estão descritas as partículas de 
sinter feed e como influenciam na etapa de aglomeração a frio. 
151 
 
Figura 125 - Partículas do sínter feed. 
 
Fonte: Vieira et al., 2003. 
1.2 QUALIDADE QUÍMICA 
Os minérios de ferro apresentam uma química variada, tendo em sua composição 
ferro, silício, cálcio, alumínio, magnésio, manganês, enxofre, fósforo e outros 
elementos em menor quantidade. 
As maiores restrições atribuídas ao minério de ferro estão associadas ao elevado teor 
de sílica e alumina, sendo que algumas propriedades desejadas no sínter são 
152 
 
influenciadas pela presença desses óxidos. Elevados teores de sílica aumentam o 
volume de escória presente no sínter. A sílica concentrada em frações grossas pode 
fragilizar o sínter, por não participar das reações que ocorremdurante a sinterização. 
A presença de alumina impacta negativamente no RDI, pois os átomos de alumínio 
podem se dissolver na estrutura cristalina da hematita secundária provocando tensões 
internas (HONORATO, 2005). 
Além disso, a presença dessas fases pode impactar na formação das SFCA’s, que 
consequentemente impacta as características físicas e metalúrgicas do sínter. 
1.3 PROCESSO DE SINTERIZAÇÃO 
Na Figura 126 está representado o processo de sinterização de minério de ferro. 
Figura 126 - Processo de sinterização. 
 
Fonte: Adaptado de Eckhardt, 2016. 
Segundo Júnior (2018), a primeira etapa da sinterização contempla a mistura e 
nodulização dos minérios (faixa granulométrica: entre 0,15 mm e 6,3 mm), cal, 
calcário, resíduos siderúrgicos, combustível sólido e água a fim de formar micro 
pelotas a partir da união das partículas nucleantes e aderentes. A qualidade das micro 
pelotas formadas é um parâmetro muito importante devido a sua influência na 
permeabilidade do leito da etapa de sinterização e produtividade da planta. Quando 
153 
 
as micro pelotas apresentam boa qualidade, a faixa de distribuição granulométrica é 
menor, consequentemente essas partículas oferecem uma menor resistência à 
passagem dos gases. 
Essa etapa é comumente realizada em tambores rotativos, conforme Figura 127. 
Figura 127 - Tambor de mistura. 
 
Fonte: Cortesia ArcelorMittal, 2019. 
Na aglomeração a frio, os minérios e insumos são misturados e posteriormente 
aglomerados. Por efeito da adição de água, é favorecida a formação de novas 
partículas, devido à adesão dos finos às nucleantes. Essa etapa é dominada pela 
nucleação, deposição e coalescência das micro-pelotas. No que diz respeito à 
nucleação, é observado o início da formação de pequenos aglomerados devido à 
interação entre partículas finas e grossas. A deposição é caracterizada pela união de 
partículas finas com os pequenos micro- aglomerados. Já a coalescência é o 
mecanismo de crescimento das micro pelotas, devido à interação entre os micro 
aglomerados. Para que as partículas fiquem aderidas umas às outras, forças de Van 
der Waals e a capilaridade atuam durante a aglomeração, garantindo união e 
resistência do produto gerado (HONORATO, 2005). 
Para que ocorra uma boa aglomeração deve se atingir um valor ideal de umidade, que 
forma um menisco de água por toda superfície dos poros presentes. A adesão das 
partículas é fortemente influenciada pela umidade disponível para granulação 
(umidade total menos a umidade absorvida pelos componentes do sínter feed). Devido 
a diferentes minérios utilizados, cada mistura apresenta um valor ótimo para que haja 
154 
 
a eficiência máxima na etapa de aglomeração. A água adicionada nessa etapa pode 
ser encontrada em quatro formas no sistema água-partícula (HONORATO, 2005): 
• Estado pendular: caracterizado pela presença da água em apenas nos pontos 
de contato com as partículas, formando uma ponte líquida. Nesse estado a 
união é garantida pela tensão superficial; 
• Estado funicular: etapa caracterizada por pontes líquidas e por poros 
preenchidos por água, sendo que em alguns poros pode existir a ar; 
• Estado capilar: todos os poros são preenchidos pela água, mas sem 
apresentar a superfície coberta por uma película de água; 
• Excesso de água: é caracterizado pelo aparecimento de gostas d’água, com 
partículas em seu interior e na superfície. 
O resultado dessa aglomeração é a micro pelota, Figura 128, que é composta por 
núcleos de minério de ferro, circundada por finos grãos de minério com sílica, fundente 
e combustível sólido (CORES et al., 2013). 
Figura 128 - Formação da micro pelota. 
 
Fonte: Adaptado de Cores et al, 2013. 
A etapa posterior à aglomeração a frio é a sinterização, caracterizada pela fusão 
parcial do aglomerado cru em uma atmosfera redutora-oxidante e com um perfil 
térmico típico (temperaturas próximas a 1300°C). Esse processo é baseado em 
reações físico-químicas, as quais englobam combustão, propagação da frente de 
queima por todo o leito, transferência de calor e de massa. 
As micro pelotas são inseridas em um carro de grelha, que passa através de um forno 
e, em sequência, a ignição é iniciada a partir do momento em que o ar quente passa 
155 
 
pela primeira camada da mistura. Devido à sucção desse ar, são geradas várias zonas 
ao longo do leito, conforme Figura 129: 
Figura 129 - Zonas formadas ao longo do leito de sinterização. 
 
Fonte: Adaptado de Eckhardt, 2016. 
Segundo Eckhardt (2016), as zonas são subdivididas em: 
A zona úmida (1) representa a mistura a ser sinterizada com o conteúdo inicial de 
umidade. 
Na zona de secagem (2), a água contida na mistura é rapidamente removida a 100ºC 
(nesse caso, não é considerado a água de cristalização). As reações que ocorrem 
nessa zona “consomem” calor. 
A terceira e quarta zona são caracterizadas pela desidratação dos hidróxidos, que 
ocorre entre 100 e 600ºC, e calcinação dos carbonatos, pode ocorrer até 1200ºC. A 
decomposição dos carbonatos apresenta uma elevada absorção de calor por se tratar 
de reações endotérmicas, e como resultado dessa reação ocorre a liberação dos 
óxidos CaO e MgO (JÚNIOR, 2018). 
CaCO3(s) → CaO (s) + CO2(g) MgCO3 → MgO(s) + CO2(g) 
Esses óxidos tendem a reagir com partículas de óxido de ferro e sílica, que ficam ao 
redor da partícula nucleante, formando ferritos de cálcio, muito desejados devido as 
suas características, e silicatos de cálcio. Quando se trata de reação no estado sólido 
(entre 500º a 900ºC), as taxas de reação para formação das fases ocorrem 
lentamente. Essas reações são caracterizadas pela substituição atômica que ocorre 
entre as fases, e são favorecidas devido ao aumento de temperatura da mistura e pelo 
156 
 
contato entre as partículas. O fator mais relevante dessa etapa é a intensidade dos 
contatos entre as partículas, pois a sua mobilidade é muito pequena. 
Além da calcinação, na quarta zona, ocorre a queima do combustível sólido 
decorrente do excesso de oxigênio. As principais reações que caracterização essa 
etapa são: 
2C + O2 → 2CO + Calor C + O2 → CO2 + Calor 
A zona de combustão e sinterização (5) compreende a região térmica acima de 500°C 
até temperaturas próximas a 1300°C e a formação da frente de queima. A temperatura 
da frente de queima apresenta um elevado impacto no tempo e na produtividade da 
sinterização, pois influencia a permeabilidade dessa frente ao longo do leito. Elevadas 
temperaturas impactam na resistência do fluxo de ar, aumentando o tempo de 
sinterização e reduzindo a produtividade da sínter. Na Figura 130 é mostrado o gráfico 
com o perfil de distribuição de temperatura ideal no leito de micro pelotas: 
Figura 130 - Perfil de distribuição de temperatura ideal no leito de micro pelotas. 
 
Fonte: Cores et al, 2013. 
O tempo em que a temperatura de queima fica a elevadas temperaturas, acima de 
1100°C, deve ser extremamente curto (1,5 min) devido à baixa pressão de oxigênio 
na região e a facilidade de formar FeO nessas condições, prejudicando a 
redutibilidade do sínter. Entretanto, o resfriamento até 1100°C deve ser feito mais 
lentamente (3 a 5 minutos) para obter as fases escorificadas desejadas (CORES et 
al., 2013). 
De acordo com Júnior (2018), nessa zona ocorre a reação de formação do magma 
(fase líquida) entre 1200 a 1400ºC. Na região da frente de queima, ocorrem reações 
157 
 
entre os componentes fazendo com que entrem em um estado de fusão incipiente e 
posteriormente ocorre a recristalização rapidamente. Nessa etapa, os ferritos de cálcio 
são formados a partir da fase líquida, além disso pode ocorrer a redução e dissociação 
de óxidos de ferro devido a elevadas temperaturas e atomosfera redutora (monóxido 
de carbono). 
Nas zonas de oxidação e resfriamento o sínter é resfriado devido a passagem de ar. 
A zona 6 é caracterizada por uma atmosfera oxidante, responsável pela reoxidaçãoda magnetita. O resfriamento é uma região que se inicia a partir de temperaturas 
inferiores a 900°C. Nessa zona as reações exotérmicas são finalizadas, há uma 
redução da temperatura e nas regiões de fusão ocorre a recristalização, formando 
algumas fases que irão consolidar as propriedades do sínter. 
De acordo com a Figura 131, as primeiras reações de sinterização são observadas na 
região das partículas aderentes. Quando a sinterização acontece em temperaturas 
abaixo de 1300°C, próximas a 1200°C, ocorre a formação de uma fase líquida 
composta por CaO e Fe2O3. As pequenas partículas de Fe2O3 e CaO, não reagidas, 
são assimiladas por esse líquido, e geram os primeiros ferritos de cálcio que são fases 
precursoras das fases complexas, conhecidas como SFCA (CORES et al., 2013). 
158 
 
Figura 131 - Reações entre os finos. 
 
Fonte: Adaptado de Cores et al, 2013. 
Segundo Cores et al. (2013), se houver a presença de partículas de Al2O3 e CaO, 
elas podem ser assimiladas pela fase líquida, gerando ferritos de cálcio contendo 
Al2O3 e CaO como solução sólida (SFCA I), de acordo com a reação a seguir: 
Fe2O3 + CaO + SiO2 + Al2O3 → SiO2 ·CaO·(Fe,Al)2O3 
A formação dessa fase é muito desejada na sinterização, pois ela aumenta a 
redutibilidade e resistência mecânica do sínter. 
A estrutura do sínter é resultado de múltiplas reações, incluindo redução parcial de 
minério de ferro, reação dos fundentes, dissolução e fusão a elevadas temperaturas 
e reoxidação e cristalização durante o resfriamento. 
Quando a sinterização ocorre a temperatura inferior a 1300°C, a formação da 
magnetita não é muito favorecida, consequentemente há a redução do teor de FeO. 
Portanto, o sínter formado nessa faixa apresenta bom RI e baixo RDI. Porém, ao 
ultrapassar a temperatura de 1300°C, parte do ferrito de cálcio se dissolve para formar 
159 
 
hematita ou magnetita e componentes de ganga. E no resfriamento é observado a 
formação de novos ferritos de cálcio mais largos e hematita secundária, reduzindo a 
qualidade do sínter (elevado RDI). Na Tabela 15, está esquematicamente descrita a 
influência da temperatura máxima de queima nas fases formadas. De acordo com a 
Tabela 15, o melhor resultado é observado no intervalo entre 1225 a 1275°C, na qual 
há elevados teores de SFCA e hematita primária, além de baixos teores de magnetita, 
sendo que esses valores podem ser alterados devido a influência da basicidade do 
sínter (CORES et al., 2013). 
Tabela 15 - Intervalo de temperatura x formação de fases. 
 
Fonte: Adaptada de Cores et al, 2013. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Tmáx, °C 
 1175-1225 1225-1275 1275-1350 
Hematita Primária 50 42 22 
Hematita Secundária 5 5 20 
Magnetita 10 15 20 
SFCA 35 38 30 
Fase Vítrea + Larnita 7 10 12 
Porosidade 35 30 15 
FeO 3 4 5.5 
RDI 30 32 36 
RI 72 70 64 
SI 93 94 95