Materiais - Diagramas de Equilíbrio de Ligas Binárias

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1ª. Parte 
 
Diagramas de 
Equilíbrio de 
Ligas Binárias 
 
 
 
 
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Diagrama de fases 
 
Introdução: 
 
 Fase: num material é uma região que difere da outra, no que se 
refere a estrutura e composição. 
 Diagramas de fases: representações gráficas que indicam, para 
diferentes temperaturas, pressões e composições, quais as fases presentes 
num sistema material. Oparte dos diagramas de fases são construídos 
admitindo condições de equilíbrio e são utilizados pelos engenheiros e 
cientistas para compreender e prever muitos aspectos do comportamento dos 
materiais. A partir dos diagramas de fases, podem obter-se informações 
importantes, tais como: 
 
1. Mostrar, em condições de arrefecimento lento (equilíbrio), quais 
as fases presentes para diferentes composições e temperaturas. 
2. Indicar, em condições de equilíbrio, a solubilidade no estado 
sólido de um elemento (ou composto) em outro. 
3. Indicar a temperatura à qual uma liga, arrefecida em condições 
de equilíbrio, começa a solidificar, assim como o intervalo de 
temperaturas em que a solidificação ocorre. 
4. Indicar a temperatura à qual as diferentes fases começam a 
fundir. 
 
Os diagramas de equilíbrio de fases são determinados em condições de 
arrefecimentos lento. Na maioria dos casos o equilíbrio é quase atingido, mas 
nunca completamente. 
Um exemplo familiar de duas fases de uma substancia pura em equilíbrio, é o 
de um copo de água com cubos de gelo. Neste caso, a água solida e água 
líquida constituem duas fases distintas, que estão separadas por um limite ou 
fronteira de 
fase que é a superfície dos cubos de gelo. 
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Sistemas Binários Isomorfos 
 
 Consideremos, em lugar de substâncias puras, uma mistura ou liga de dois 
metais. Uma mistura de dois metais é designada por liga binária e constitui um 
sistema com dois componentes, já que cada um dos elementos metálicos da 
liga é considerado um componente distinto. Assim, o cobre puro constitui um 
sistema com um só componente, enquanto que uma liga de cobre e níquel 
constitui um sistema com dois componentes. Por vezes, um composto também 
é considerado um componente numa liga. Por exemplo, os aços-carbono 
contendo principalmente ferro e carbeto de ferro são considerados sistemas 
com dois componentes. 
 Em alguns sistemas metálicos binários, os dois elementos são 
completamente solúveis um no outro, quer no estado líquido, quer no estado 
sólido. Nestes sistemas, existem apenas uma única estrutura cristalina 
qualquer que seja a composição e, por esta razão, são designados sistemas 
isomorfos. Para que dois elementos tenham solubilidade total no estado sólido, 
têm de verificar-se uma ou mais das seguintes condições, formuladas por 
Hume-Rothery, e conhecidas por regras de Hume-Rothery para a solubilidade 
no estado sólido: 
? A estrutura cristalina dos dois elementos da solução sólida 
deve ser a mesma. 
? Os tamanhos dos átomos de cada um dos dois elementos não 
devem diferir mais do que 15%. 
? Os elementos não devem formar compostos, isto é, as 
electronegatividades dos dois elementos não devem será 
apreciavelmente diferentes. 
? Os elementos devem ter a mesma valência. 
 
 Nem sempre todas as regras de Hume-Rothery são aplicáveis a todos os 
pares de elementos que apresentam solubilidade total no estado sólido. Um 
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exemplo importante de um sistema binário isomorfo é o sistema cobre-níquel. 
Na fig.1, mostra-se o diagrama de fases deste sistema, com a temperatura no 
eixo das ordenadas e a composição química, em percentagem em peso ou 
percentagem ponderal (% pond.), no eixo das abcissas. Este diagrama foi 
determinado à pressão atmosférica, em arrefecimento lento, ou seja em 
condições de equilíbrio, e não se aplica a ligas arrefecidas rapidamente no 
intervalo da temperatura de solidificação. A região acima da linha superior do 
diagrama, designada por liquidas, corresponde à região de estabilidade da fase 
líquida, e a região abaixo da linha inferior, designada por solidus, representa a 
região de estabilidade da fase sólida. A área entre o liquidus e o solidus 
representa urna região bifásica, na qual coexistem as fases líquida e sólida. 
Para localizar um ponto na região monofásica do diagrama de fases 
correspondente à solução sólida α, tem de se especificar quer a temperatura, 
quer a composição da liga. Por exemplo, a temperatura 1050ºC e 20% Ni 
especifica o ponto a no diagrama de fases Cu—Ni da fig. 1 A esta temperatura 
e composição, a microestrutura da solução sólida a é idêntica à do metal puro. 
Isto é, utilizando o microscopio óptico, a única coisa que se observa são os 
limites de grão. Contudo, como a liga é uma solução sólida com 20% Ni em 
cobre, terá resistência mecânica e resistividade eléctrica superiores às do 
cobre puro. 
 
 
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FIGURA 1 Diagrama de fases cobre-níquel. O cobre e o níquel têm solubilidade total no estado líquido e 
no estado sólido. As soluções sólidas cobre-níquel fundem num intervalo de temperaturas, em vez de 
fundirem a uma determinada temperatura como, acontece no caso dos metais puros. 
 
Na região entre as linhas liquidus e solidus coexistem as fases líquida e 
sólida. A quantidade de cada uma das fases presentes depende da 
temperatura e da composição química da liga. Consideremos uma liga com 
53% pond. Ni-47% pond. Cu a 1300ºC. Dado que, a 1300ºC, esta liga contém 
as fases líquida e sólida, nenhuma destas fases pode ter a composição média 
de 53% Ni-47% Cu. A 13000C, as composições das fases líquida e sólida 
podem ser determinadas, traçando uma linha conjugada horizontal a esta 
temperatura entre as linhas liquidus e solidus e, em seguida, traçando linhas 
verticais até ao eixo horizontal das composições. A 13000C, a composição da 
fase líquida (wL) é 45% pond. Ni e a composição da fase sólida (wS) é 58% 
pond. Ni, conforme indicado pelos pontos de intersecção das linhas verticais 
tracejadas com o eixo das composições.Os diagramas de equilíbrio de fases de 
sistemas binários em que os componentes são completamente solúveis um no 
outro no estado sólido, podem ser construídos a partir de um conjunto de 
curvas de arrefecimento líquido-sólido, conforme se mostra na fig. 2 para o 
sistema Cu—Ni. 
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FIGURA 2 Construção do diagrama de equilíbrio de fases Cu—Ni, a partir de curvas de 
arrefecimento líquido-sólido. (a) Curvas de arrefecimento, (b) diagrama de equilíbrio de fases. 
 As curvas de arrefecimento para os metais puros apresentam, à 
temperatura de solidificação, patamares horizontais, como aparece 
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representado na fig. 2a pelos traços AB e CD para o cobre e o níquel puros. As 
curvas de arrefecimento de soluções sólidas binárias apresentam variações de 
declive nos pontos correspondentes às linhas liquidus e solidus, conforme se 
mostra na fig. 2a para as composições 80% Cu—20% Ni, 50% Cu—50% Ni e 
20% Cu—80% Ni. As variações de declive em L1, L2 e L.3 da fig. 2a 
correspondem aos pontos L1, L2 L3 da linha liquidus da fig. 2b. De igual modo, 
as variações de declive em S1,S2 S3 da fig. 2a correspondem aos pontos S1, S2 
eS3 sobre a linha solidus da fig. 2b. Pode obter-se uma maior precisão na 
construção do diagrama de fases Cu—Ni, considerando mais curvas de 
arrefecimento correspondentes a ligas com composições intermédias. 
 
 
REGRA DA ALAVANCA 
 
Em qualquer região bifásica de um diagrama de fases binário, as percentagens 
ponderais de cada uma das fases podem ser determinadas utilizando a regra 
da alavanca. Por exemplo, utilizando a regra da alavanca, podem determinar-
se as percentagens ponderais das fases líquida e sólida presentes numa liga 
com uma determinada composição e a uma determinada temperatura, na 
região bifásica “líquido mais sólido” (líquido±sólido) do diagrama de fases 
cobre-níquel da fig. 1 
Para deduzir as equações correspondentes à regra da alavanca, 
consideremos o diagrama binário de equilíbrio de fases, de dois elementos A e 
B que são completamente solúveis um no outro, conforme se mostra na fig. 3. 
Designemos por x a composição da liga e por w0 a fração em peso de B em A 
na liga. Consideremos a temperatura T e tracemos, a esta temperatura, a linha 
conjugada entre as linhas liquidus e solidus (linha LS). A temperatura T, a liga x 
é constituída por uma 
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mistura de líquido, cuja fração ponderal de B é wL, e de sólido, cuja fração 
ponderal de B é wS. Podem deduzir-se as equações correspondentes `a regra 
da alavanca a partir de balanços mássicos. Uma das equações para a dedução 
da regra da alavanca é obtida a partir da soma da fração ponderal da fase 
líquida, XL, com a fração ponderal da fase so;ida, XS, soma essa que tem de 
ser igual a 1. Assim: 
 XL+XS=1 
 XL=1 - XS 
 Xs=1 - XL 
 A segunda equação para a dedução da regra da alavanca é obtida pelo 
balanço mássico de B na liga como um todo e da soma de B nas duas fases. 
Consideremos 1 g de liga e façamos o seu balanço mássico: 
Gramas de B = gramas de B + gramas de B 
na mistura bifásica na fase líquida na fase sólida 
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( )( ) 


100
%11 0wg = ( )( ) 


100
%1 11
wXg + ( )( ) 


100
%1 SS
wXg 
 
Legenda: 
(1g) (1) = fração ponderal da mistura de fases 



100
%0w = fração ponderal média de B na mistura de fases 
(1g) (XL) = fração ponderal da fase líquida 



100
%Lw = fração ponderal de B na fase líquida 
(1g) (XS) = fração ponderal da fase sólida 



100
%Sw = fração ponderal de B na fase sólida 
 
Combinando: SSLL wXwXw +=0 
 SL XX −=1 
Obtem-se: 
 ( ) SSLS wXwXw +−= 10 
 
Reordenando: LLSSS wwwXwX −=− 0 
 
Fracção ponderal de fase sólida: 
 
LS
L
S ww
wwX −
−= 0 (1) 
Do mesmo modo para a fase líquida: 
LS
S
L ww
wwX −
−= 0 (2) 
 
As equações (1) e (2) são as equações da regra da alavanca. As equações 
da regra da alavanca estabelecem que, numa mistura bifásica, para calcular a 
fração em peso de uma fase, devemos utilizar o segmento da linha conjugada 
no lado oposto da liga e que está mais afastado da fase cuja fração em peso se 
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pretende determinar. O quociente entre esse segmento da linha conjugada é a 
linha conjugada total dá a fração em peso da fase. Assim, na Fig. 3, a fração 
em peso da fase líquida é dada pelo quociente OS/LS e a fração em peso da 
fase sólida é dada pelo quociente LO/LS. 
As frações ponderais podem ser convertidas em percentagens ponderais 
multiplicando por 100. 
 
 
 
 
 L O S 
 
 
 
 wL w0 wS 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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Estudo do Resfriamento de ligas: 
Eutéticas, Hipoeuteticas e 
Hipereutéticas 
 
 
 
Sistema Eutético 
 
 
 
 
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 Resfriamento da liga Eutética para o gráfico em 
anexo.(Composição da liga 45%Y) 
 
T1⇒ 100%L ; L{45%Y e 28%X} 
 
T2⇒ Ocorrendo a solidificação ( duas fases) 
 
T3⇒ 100%S ⇒ PN= 100% PE 
 
100%S ⇒ PT= X + Y 
 
 100%X liga 100%Y 
 
 0 45 100 → % Y 
 
=−= 100
100
45100% xX 55 
 
== 100
100
45% xY 45 
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Resfriamento da Liga Hipoeutética para o gráfico em 
anexo( Composição daliga 15%Y) 
 
T1⇒ 100%L ; L{15%Y e 85%X} 
 
T2⇒ ≈ 100%L ; L{15%Y e 85%X} 
 1º. sólido ⇒ 100%X 
T3⇒ Ocorrendo a solidificação ( duas fases) 
 100%S(X) liga 100%L 
 
 0 15 29 → %Y 
 
=−
−= 100
029
015% xL 52 L{29%Y;71%X} 
 
=−
−= 100
029
1529% xS 48 S{100%X} 
 
T4⇒ ≈ 100%S e último líquido ⇒ LE ⇒ L{45%Y e 55%X} 
 
T5⇒ 100%S ⇒ PN= X + PE 
 
 100%X liga 100%PE 
 
 0 15 45 → %Y 
 
=−
−= 100
045
015% xPE 33,33 =−
−= 100
045
1545% xX 66,67 
 
100%S ⇒ PT= X + Y 
 
 100%X liga 100%Y 
 
 0 15 100 → %Y 
 
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=−
−= 100
0100
15100% xX 85 =−
−= 100
0100
015% xY 15 
 
Resfriamento da Liga Hipereutética para o gráfico em 
anexo( Composição da liga 80%Y) 
 
T1⇒ 100%L ; L{80%Y e 20%X} 
 
T2⇒ ≈ 100%L ; L{80%Y e 20%X} 
 1º. sólido ⇒ 100% Y ; 
T3⇒ Ocorrendo a solidificação ( duas fases) 
 100%L liga 100%S 
 
 56 80 100 → %Y 
 
=−
−= 100
56100
80100% xL 45,5 L{56%Y;44%X} 
 
=−
−= 100
56100
5680% xS 54,5 S{100%Y} 
 
T4⇒ ≈ 100%S e último líquido ⇒ LE ⇒ L{45%Y e 55%X} 
 
 
T5⇒ 100%S ⇒ PN= PE +Y 
 100%PE liga 100%Y 
 
 45 80 100 → %Y 
 
=−
−= 100
45100
80100% xPE 36,4 
 
=−
−= 100
45100
4580% xY 63,6 
 
100%S ⇒ PT= X + Y 
 100%X liga 100%Y 
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 0 80 100 → %Y 
 
=−
−= 100
0100
80100% xX 20 =−
−= 100
0100
080% xY 80 
 
Observações: 
 
Produto Normal: 
 
Liga Eutética = 100% PE 
 
 PE = forma combinada de X + Y 
 
 
Liga Hipoeutética = X + PE 
 
 PE = forma combinada de X + Y 
 
 
Liga Hipereutética = PE+ Y 
 
 PE = forma combinada de X + Y 
 
Produto Total = PT 
 
PT = X + Y 
 
 
 
 
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Estudo do Resfriamento de ligas: 
Eutéticas,Hipoeuteticas e 
Hipereutéticas 
 
 
Sistema com Solubilidade Parcial 
 
 
 
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 Resfriamento da liga Eutética para o gráfico em 
anexo.(Composição da liga 72%B) 
 
T1⇒ 100%L ; L{72%B e 28%A} 
 
T2⇒ Ocorrendo a solidificação ( duas fases) 
 
T3⇒ 100%S ⇒ PN= 100% PE 
 
100%S ⇒ PT= α + β 
 
 100%α liga 100%β 
 
 06 72 93 → % B 
 
=−
−= 100
0693
7293% xα 24 α{06%B; 94%A} 
 
 
=−
−= 100
0693
0672% xβ 76 β{93%B; 07%A} 
 
 
T4⇒ 100%S ⇒ PN= 100% PE 
 
100%S ⇒ PT= α + β 
 
 100%α liga 100%β 
 
 04 72 95 → % B 
 
=−
−= 100
0495
7295% xα 25,3 α{04%B; 96%A} 
 
 
=−
−= 100
0495
0472% xβ 74,7 β{95%B; 05%A} 
 
 
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T5⇒ 100%S ⇒ PN= 100% PE 
 
100%S ⇒ PT= α + β 
 
 100%α liga 100%β 
 
 02 72 98 → % B 
 
=−
−= 100
0298
7298% xα 27 α{02%B; 98%A} 
 
 
=−
−= 100
0298
0272% xβ 73 β{98%B; 02%A} 
 
 
Resfriamento da Liga Hipoeutética para o gráfico em 
anexo( Composição da liga 30%B) 
 
T1⇒ 100%L ; L{30%B e 70%A} 
 
T2⇒ ≈ 100%L ; L{30%B e 70%A} 
 1º. sólido ⇒ 100%α ; α{03%B e 97%A} 
 
T3⇒ Ocorrendo a solidificação ( duas fases) 
 100%S(α) liga 100%L 
 
 06 30 56 → %B 
 
=−
−= 100
0656
0630% xL 48 L{56%B;44%A} 
 
=−
−= 100
0656
3056% xα 52 α{06%B; 94%A} 
T4⇒ ≈ 100%S 
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 último líquido ⇒ LE ⇒ L{72%B e 28%A} 
 
T5⇒ 100%S ⇒ PN= α + PE 
 
 100%α liga 100%PE 
 
 06 30 72 → %B 
 
=−
−= 100
0672
0630% xPE 36,5 PE{8,76%α e 27,74%β } 
 
Para a composição do Produto Eutético: 
 100%PE ⇒ 24%α e 76%β 
 36,5% PE⇒ 8,76%α(2) e 27,74%β 
 
=−
−= 100
0672
3072% xα 63,64 (1) α{06%B;94%A} 
 
 
 
100%S ⇒ PT= α + β 
 
 100%α liga 100%β 
 
 06 30 93 → %B 
 
=−
−= 100
0693
3093% xα 72,41 α{06%B;94%A} 
 
 
=−
−= 100
0693
0630% xβ 27,59 β{93%B;07%A} 
 
 
Confirmando para o produto total: 
αT = αLivre(1) + αCombinado(2) 
αT = 63,64 + 8,76 ⇒ 72,4 
βT = βCombinado = 27,6 
T6⇒100%S ⇒ PN= α + PE 
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 100%α liga 100%PE 
 
 04 30 72 → %B 
 
=−
−= 100
0472
0430% xPE 38,24 PE{9,67%α e 28,57%β} 
 
Para a composição do Produto Eutético: 
 100%PE ⇒ 25,3%α e 74,7%β 
 38,24% PE⇒ 9,67%α(2) e 28,57%β 
 
=−
−= 100
0472
3072% xα 61,76 (1) α{04%B;96%A} 
 
 
 
100%S ⇒ PT= α + β 
 
 100%α liga 100%β 
 
 04 30 95 → %B 
 
=−
−= 100
0495
3095% xα 71,43 α{04%B;96%A} 
 
 
=−
−= 100
0495
0430% xβ 28,57 β{95%B;05%A} 
 
 
Confirmando para o produto total: 
αT = αLivre(1) + αCombinado(2) 
αT = 61,76 + 9,67 ⇒ 71,43 
βT = βCombinado = 28,57 
 
 
 
T7⇒ 100%S ⇒ PN= α + PE 
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 100%α liga 100%PE 
 
 02 30 72 → %B 
 
=−
−= 100
0272
0230% xPE 40 PE{10,8%α e 29,2%β} 
 
Para a composição do Produto Eutético: 
 100%PE ⇒ 27%α e 73%β 
 40% PE⇒ 10,8%α(2) e 29,2%β 
 
=−
−= 100
0272
3072% xα 60 (1) α{02%B;98%A} 
 
 
 
100%S ⇒ PT= α + β 
 
 100%α liga 100%β 
 
 02 30 98 → %B 
 
=−
−= 100
0298
3098% xα 70,83 α{02%B;98%A} 
 
 
=−
−= 100
0298
0230% xβ 29,17 β{98%B;02%A} 
 
 
Confirmando para o produto total: 
αT = αLivre(1) + αCombinado(2) 
αT = 60 + 10,8 ⇒ 70,8 
βT = βCombinado = 29,2 
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Resfriamento da Liga Hipereutética para o gráfico em 
anexo( Composição da liga 85%B) 
 
T1⇒ 100%L ; L{85%B e 15%A} 
 
T2⇒ ≈ 100%L ; L{85%B e 15%A} 
 1º. sólido ⇒ 100% β ; β{95%B e 05%A} 
 
T3⇒ Ocorrendo a solidificação ( duas fases) 
 100%L liga 100%S(β) 
 
 80 85 94 → %B 
 
=−
−= 100
8094
8594% xL 64,29 L{80%B;20%A} 
 
=−
−= 100
8094
8085% xβ 35,71 β{94%B; 06%A} 
 
 
T4⇒ ≈ 100%S 
 último líquido ⇒ LE ⇒ L{72%B e 28%A} 
 
T5⇒ 100%S ⇒ PN= PE +β 
 
 100%PE liga 100%β 
 
 72 85 93 → %B 
 
=−
−= 100
7293
8593% xPE 38,09 PE{9,14α e 28,96%β } 
 
Para a composição do Produto Eutético: 
 100%PE ⇒ 24%α e 76%β 
 38,09%PE⇒9,14%α e 28,96%β(2) 
 
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=−
−= 100
7293
7285% xβ 61,9 (1) β{93%B;07%A} 
100%S ⇒ PT= α + β 
 
 100%α liga 100%β 
 
 06 85 93 → %B 
 
=−
−= 100
0693
8593% xα 9,2 α{06%B;94%A} 
 
 
=−
−= 100
0693
0685% xβ 90,8 β{93%B;07%A} 
 
Confirmando para o produto total: 
βT = βLivre(1) + βCombinado(2) 
βT = 61,9 + 28,96 ⇒ 90,8 
αT = αCombinado = 9,2 
 
 
T6⇒ 100%S ⇒ PN= PE +β 
 
 100%PE liga 100%β 
 
 72 85 95 → %B 
 
=−
−= 100
7295
8595% xPE 43,48 PE{11%α e 32,48%β} 
 
=−
−= 100
7295
7285% xβ 56,52 (1) β{95%B;05%A} 
 
Para a composição do Produto Eutético: 
 100%PE ⇒ 25,3%α e 74,7%β 
 43,48%PE⇒ 11%α e 32,48%β(2) 
100%S ⇒ PT= α + β 
 
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 100%α liga 100%β 
 
 04 85 95 → %B 
 
=−
−= 100
0495
8595% xα 10,99 α{04%B;96%A} 
 
 
=−
−= 100
0495
0485% xβ 89,01 β{95%B;05%A} 
 
Confirmando para o produto total: 
βT = βLivre + βCombinado 
βT = 56,52 + 32,48 
βT = 89 
αT = αCombinado(2) 
αT = 11 
 
 
 
T7⇒ 100%S ⇒ PN= PE +β 
 
 100%PE liga 100%β 
 
 72 85 98 → %B 
 
=−
−= 100
7298
8598% xPE 50 PE{13,5%α e 36,5%β} 
 
=−
−= 100
7298
7285% xβ 50 (1) β{98%B;02%A} 
 
 
Para a composição do Produto Eutético: 
 100%PE ⇒ 27%α e 73%β 
 50% PE⇒ 13,5%α e 36,5%β(2) 
100%S ⇒ PT= α + β 
 
 100%α liga 100%β 
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 02 85 98 → %B 
 
=−
−= 100
0298
8598% xα 13,54 α{02%B;98%A} 
 
 
=−
−= 100
0298
0285% xβ 86,46 β{98%B;02%A} 
 
Confirmando para o produto total: 
βT = βLivre + βCombinado 
βT = 50 + 36,5 
βT = 86,5 
αT = αCombinado(2) 
αT = 13,5 
 
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2ª.PARTE 
 
 
 
 
 
 
 
 
AÇOS COMUNS RESFRIADOS 
LENTAMENTE 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
O SISTEMA FERRO-CARBONO 
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1.1 O ELEMENTO FERRO 
 
 O ferro apresenta as seguintes transformações (Fig.1.1) 
 
 
 
 
Fig. 1.1 – Mudanças de fase do ferro puro 
 
 
 
 Observa-se que o ferro sólido, ao ser aquecido a partir da temperatura 
ambiente, muda a sua estrutura de cúbica de corpo centrado (CCC) para 
cúbica deface (CFC) a 911ºC. Continuando o aquecimento , a 1400ºC, o ferro 
muda novamente de estrutura, passando de CFC para CCC (figs. 1.2 e 1.3). 
 
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Para se medir a densidade volumétrica da célula unitária, ou seja, a 
porcentagem do volume da célula que é efetivamente ocupada pelos átomos, 
utiliza-se o fator de empocamento (F.E.) : 
 
 
F.E. = n Va / Vc 
onde : 
n = número de átomos inteiros dentro da célula 
Va = número do átomo ( = 4/3 π r3) 
Vc = número da célula (= a3 no caso de células cúbicas). 
 
 Calculando-se o fator de empacotamento para estruturas cúbicas 
encontra-se: 
 
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 F.ECCC = 0,68 
 F.ECFC = 0,74 
ou seja, na estrutura de corpo centrado 68% do volume é ocupado por átomos, 
e na estrutura cúbica de face centrada 74% do volume da mesma é ocupado 
por átomos, sendo o restante vazio. 
 
 
 
1.2 SOLUÇÕES SÓLIDAS DE FERRO 
 
 Quando dois metais se misturam para formar uma solução sólida, os 
átomos do soluto podem substituir uma fração dos átomos da matriz (solução 
sólida substitucional), Fig. 1.5, ou se alojar nos espaços vazios da matriz 
(solução sólida intersticial), Fig. 1.6. Para que uma solução sólida substitucional 
seja formada, além de compatibilidade eletro-químico é necessário que o 
tamanho dos átomos do soluto seja próximo do tamanho dos átomos da matriz 
(mais ou menos 15% de variação no raio ou diâmetro atômico. 
 O ferro apresenta vãos octaédricos e tetraédricos em suas estruturas 
CCC e CFC (Figs. 1.7 e 1.8). 
 Para elementos de estrutura de cúbica, como o ferro, as relações entre o 
raio (r) do átomo que se alojaria num vão tetraédrico ou octaédrico e o raio (R) 
da matriz são apresentadas na Tabela 1.1 : 
 
Estrutura Relação r
R
 F.E 
 Octaédrico Tetraédrico 
CFC 0,414 0,225 0,74 
CCC 0,154 0,291 0,68 
 
 Tabela 1.1 -Relações entre o raio do átomo intersticial ( r ) e o raio do átomo de matrizes ( R ) 
com estrutura cúbica. 
 
 Pela Tabela 1.1 observa-se que além da estrutura CFC ser mais 
compacta que CCC, ela apresenta vãos maiores, embora, obviamente, em 
menor número. 
 Antes de analisarmos o diagrama Fe-C, vamos comparar o tamanho do 
átomo de carbono com os interstícios da matriz de ferro (Tabela 1.2). 
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Ferro Carbono 
 Intersticial Substitucional 
Temperatu
ra 
ºC 
Estrutura Raio 
Fe 
 
0
A




 
Raio do 
vão 
Octaédric
o 
0
A




 
Raio do vão 
Tetraédrico 
0
A




 
±15% do 
raio do 
Fe 
0
A




 
Raio do Carbono 
0
A




 a 15º C 
(grafite) 
500 CCC 1,25 0,19 0,36 1,06-
1,44 
0,71 
1000 CFC 1,29 0,53 0,29 1,10-
1,48 
 
 Tabela 1.2 - Comparação entre o raio atômico do carbono e os vãos da estrutura do ferro. 
 Dados do ferro calculados a partir da Fig. 1.4, equações (1.a) e (1.b) e Tabela 1.1 . 
 
 A análise da Tabela 1.2 indica que : 
 a) O carbono não forma solução sólida substitucional com o ferro . 
 b) O raio atômico do carbono é maior que o maior raio do vão 
octaedrico da estrutura CFC. 
 c) O raio atômico do carbono é muito maior que o maior raio do vão 
tetraédrico da estrutura CCC do ferro (≅ 0 71, e 0,36 oA , respectivamente), o que 
acarretará uma solubilidade quase nula do carbono no ferro α (máxima de 
0,02% a 723ºC). 
 
 
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1.3 DIAGRAMA FERRO - GRAFITA 
 
 A combinação do carbono e ferro, em equilíbrio termodinâmico, dará 
origem a diferentes fases para as diversas temperaturas avaliadas. Isto é 
indicado no diagrama de equilíbrio Fe-C (grafita) da Fig. 1.9 . Este diagrama, 
construído em escala logarítmica para concentrações, indica que na 
temperatura ambiente os constituintes do sistema Fe-C seriam ferrita ( α) e 
grafita. 
 
 
 
1.4 DIAGRAMA FERRO - CEMENTITA 
 
 Na produção industrial do aço, entretanto, a solidificação e o 
resfriamento são muito rápidos para que o equilíbrio termodinâmico seja 
alcançado. Ocorre, então, a formação de uma fase metaestável a Fe3C 
(cementita ou carboneto de ferro) no lugar da grafita. Embora essa fase seja 
termodinamicamente metaestável, em termos de aplicações práticas ela é 
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considerada estável, pois na temperatura ambiente, a difusão do carbono no 
ferro é muito baixa ( Dc = 2,9 x 10 –19 cm2/s), e a transformação de cementita 
em grafita é praticamente nula. O diagrama de fase (e não equilíbrio, como é 
erroneamente chamado) entre o ferro e a cementita é mostrado na Fig. 1.10. 
 As fases que aparecem no diagrama da Fig. 1.10 são descritas a seguir: 
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FERRITA (α) 
 
 Solução sólida de carbono em ferro CCC, existente até a temperatura de 
911ºC. Nesta faixa de temperatura, a solubilidade do carbono no ferro é muito 
baixa, chegando ao máximo de 0,022% a 723ºC. 
 Na temperatura ambiente, a solubilidade máxima do carbono no ferro é 
de 0,008%. Assim, até 0,008% de carbono, o produto siderúrgico seria 
chamado de ferro comercialmente puro. 
 
AUSTENITA (γ) 
 
 Solução sólida de carbono em ferro CFC, existindo entre as 
temperaturas de 911 e 1493ºC, e com solubilidade máxima de carbono no ferro 
de 2,05% a 1146ºC. O teor de carbono 2,05% é adotado como separação 
teórica entre os dois principais produtos siderúrgicos: 
 Aços - teores de carbono menores que 2,05% 
 Ferros Fundidos - teores de carbono maiores que 2,05% 
 
 
FERRITA (σ) 
 
 Para pequenos teores de carbono, acima de 1400ºC, o ferro muda 
novamente para cúbico de corpo centrado, dando origem á ferrita σ, que é uma 
solução de carbono em ferro CCC, sendo estável até 1536ºC, quando o ferro 
se liqüefaz. Tendo o ferro uma estrutura CCC, a solubilidade do carbono é 
baixa, atingindo um máximo de 0,09% a 1493ºC. Os nomes de ferrita α e ferrita 
σ são usados para indicar a mesma solução sólida de carbono em ferro CCC, 
porém ocorrendo em diferentes faixas de temperatura. A solubilidade máxima 
de carbono na ferrita s é um pouco maior que na ferrita α (0,09 e 0,02%, 
respectivamente), devido ao fato de que a ferrita σ ocorre em temperatura 
maiores, onde a agitação térmica da matriz de ferro é também maior, 
favorecendo a maior dissolução do carbono.Quando não houver referência contrária, o termo ferrita, neste texto, 
subentenderá a ferrita α 
 
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CEMENTITA ( Fe3C) 
 
 É um carboneto de ferro com estrutura ortorrômbica e de alta dureza. A 
cementita dá origem a um eutetóide de extrema importância no estudo dos 
aços- a perlita -, que será vista posteriormente, com mais detalhes. 
 
1.5 PONTOS RELEVANTES DO DIAGRAMA FERRO-CEMENTITA 
 
 Existem várias temperaturas e linhas de importância prática no diagrama 
de fase ferro-cementita 
 
LINHA A1 
 
 Indica a reação eutetóide γ → α + Fe3C, a 723ºC. 
 A utilização da letra "A" para designar estas linhas foi primeiramente 
utilizada pelo francês Le Chatelier, e indica a ocorrência de uma parada (Arrêt) 
durante a transformação. 
 Assim ao se resfriar um aço com 0,8% C, observa-se uma "parada" na 
temperatura de 723ºC, ou seja, enquanto a transformação γ→ α + Fe3C não se 
completar, a temperatura permanecerá invariante (Fig. 1.11) 
 
 
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LINHA A2 
 
 Transformação magnética do ferro CCC, ocorrendo a 769ºC (também 
chamada de temperatura CURIE da ferrita). Nesta temperatura o ferro muda de 
paramagnético para ferromagnético. 
 
LINHA A3 
 
 Temperatura de transformação γ → α . Para o ferro puro, ocorre a 
911ºC. E a medida que o teor de carbono vai aumentando, a temperatura A3 
vai diminuindo, até o limite de 723ºC, onde se encontra com A1. 
 
LINHA ACM 
 
 Temperatura de transformação γ → Fe3C. Indica-se a 723ºC com 0,8%C 
e vai aumentando com elevação do teor de carbono, até atingir 1143ºC a 
2,05% C. 
 
LINHA A4 
 
 Temperatura de transformação γ → σ. Indica-se a 1394ºC para o ferro 
puro e vai aumentando com adição de carbono no ferro, atingindo um máximo 
a 1493ºC com 0,17% C. 
 
LINHA LIQUIDUS 
 
 Acima desta linha, todo o aço está na forma líquida. A temperatura na 
qual o aço começa a solidificar abaixa com aumento do teor de carbono, 
partindo de um máximo a 1536ºC no ferro puro, até atingir 1146ºC na liga Fe - 
4,30%C. O aspecto tecnológico imediato que resulta desta observação é que é 
mais fácil fundir ferros fundidos do que aços, pois as temperaturas de fusão 
são menores. 
 
LINHA SOLIDUS 
 
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 Abaixo desta linha todo o material estará no estado sólido. Na região 
entre as linhas Liquidus e Solidus haverá, no equilíbrio, a coexistência de fases 
sólidas e líquidas. 
 
 
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1.6 EFEITOS DO RESFRIAMENTO E AQUECIMENTO NAS 
LINHAS DE TRANSFORMAÇÃO 
 
 No diagrama da Fig. 1.10, as transformações limitadas pelas linhas A1, 
A2, ACM etc. são supostas de ocorrer no equilíbrio. Nas condições industriais 
de processamento metalúrgico, estas transformações ocorrem fora do 
equilíbrio termodinâmico, e as linhas de transformações para aquecimento e 
resfriamento apresentam-se defasadas ( Fig. 1.12). Para as condições de 
equilíbrio utilizam-se as notações : A1,A2 etc., ou Ae1, Ae2 etc. 
 Para aquecimento, utiliza-se Ac1, Ac2 etc., pois a sigla vem do francês 
( c = “chauffage” = aquecimento). 
 Para o resfriamento, utiliza-se Ar1 , Ar2 etc., que vem de “ 
refroidissement”. 
 
 
 
1.7 REAÇÕES INVARIANTES 
 
 Reações invariantes são as que ocorrem com temperatura constante ( 
Fig. 1.11). Algumas das comuns são indicadas na Fig. 1.13. 
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 Uma reação invariante importante no estudo dos aços é a eutetóide, que 
ocorre a 723º C. Para um aço com 0,8% C, o produto formado é a perlita, que 
não é uma fase, mas uma mistura de duas fases - ferrita e cementita - com 
uma estrutura lamelar característica. 
 Um aço com 0,8% C é chamado de eutetóide. Aços com menos 0,8% C 
são chamados hipoeutetóides e com mais de 0,8 % C são hipereutetóides. 
 Embora a perlita não seja uma fase, e sim um constituinte, é possível 
interpretar o diagrama de fase Ferro-Cementita de modo a prever sua 
ocorrência e quantidade relativa na microestrutura. Assim, aços com menos de 
0,8% C possuem ferrita e perlita em sua microestrutura; com 0,8% C, só perlita; 
e acima de 0,8% C, perlita e cementita ( Fig. 1.14). Isto, obviamente, se obtidos 
através de um resfriamento lento ( dentro do forno, por exemplo). Se o 
resfriamento for mais rápido (em óleo, em água etc.), aparecerão outras fases, 
metaestáveis, e que não são previstas pelo diagrama Ferro-Cementita. 
 
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1.8 OBSERVAÇÕES DA MICROESTRUTRA 
 
 Para se observar as fases presentes em um aço, faz-se o polimento da 
amostra até que a mesma fique “ como espelho”, seguindo-se um ataque com 
reagentes químicos apropriado. 
 Um dos reagentes químicos mais empregados para aços carbono é o 
NITAL, que consiste em uma mistura de 0,5 a 2% de ácido nítrico em álcool 
etílico. 
 A amostra apenas polida e não atacada revela descontinuidades como 
trincas, poros, inclusões etc. Na amostra atacada quimicamente consegue-se 
observar tanto mas fases como sua distribuição, o que permite avaliar aspectos 
estruturais de fabricação ( regiões afetadas pelo calor da soldagem, linhas de 
deformação ocorridas no forjamento) e características como segregações etc. 
na Fig. 1.15 observa-se uma amostra de aço 1020 antes e depois do ataque 
químico. Nota-se que a peça possui inclusões; foi conformada por deformação 
(e não fundida); apresenta bandas de segregação de carbono; possui ferrita e 
perlita na estrutura; a granulação da mesma é fina ( grãos pequenos); e ainda 
que o teor de carbono do aço deve ser de 0,2 % ( o que será explicado no 
próximo item). Estas observações indicam a importância do exame 
metalográficos, pois um ensaio simples como este pode fornecer uma série de 
informações importantes sobre a estrutura e o processamento de uma 
determinada peça. 
 Ainda na Fig. 1.15, observa-se que o ataque químico revela o contorno 
de grão da ferrita, e diferencia, por coloração, a ferrita da perlita. 
 Com o NITAL, a ferrita aparece “branca” e a perlita “preta”, que não 
significa que este ataque químico tenha colorido de maneira distinta as duas 
fases, ou o contorno de grão da ferrita, mas sim que o reagente químico ataca 
mais uma fase do que outra, produzindo diferenças de altura em relação à 
superfície, e com isto refletindo mais ou menos luz para aocular do 
microscópio. No contorno de grão o processo é semelhante: como os 
contornos de grão são regiões mais desordenadas que as regiões centrais dos 
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mesmos, é mais fácil para o ácido remover os átomos do contorno, essa 
corrosão química mais profunda no contorno de grão formará uma região mais 
escura durante a observação no microscópio (Fig. 1.16). 
 Na Fig. 1.17 observam-se aços hipoeutetóide, eutetóides e 
hipereutetóides. Deve-se notar que, com baixo aumento (100x), a perlita 
apresenta-se como uma massa escura homogênea. Porém, utilizando-se 
ampliações maiores, conseguimos notar que a mesma é formada por lamelas 
alternadas de ferrita e cementita. 
 
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1.19 DETERMINAÇÃO DA FRAÇÃO VOLUMÉTRICA DAS FASES 
 
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 Quando um lingote de aço solidifica, observa-se pelo diagrama de fase 
que o mesmo sofre uma série de transformações, desde o estado líquido até a 
temperatura ambiente. 
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Analisemos, como exemplo, no resfriamento de uma liga Fe-0,25% c a 
partir do seu estado líquido (1600ºC), até a temperatura ambiente ( Fig. 1.18). 
A análise desta figura indica que em duas ocasiões a liga é monofásica, ou 
seja, apresenta uma única fase (no estado líquido e no campo austenítico). 
Neste caso é obvio que a amostra tem 100% líquido ou 100% γ (austenita). 
Existem situações, entretanto, em que amostra se apresenta bifásica ( σ + L, L 
+ γ, γ + α ,α + “P”). Nestes casos podemos calcular a fração volumétrica de 
cada fase utilizando a “regra da alavanca” (Fig. 1.19). Suponhamos que a liga 
apresente uma composição C0 (por ex. 0,25%C na liga Fe-C). na temperatura 
T1 a liga apresentará duas fases α e β , cujas frações volumétricas são dadas 
por: 
 
% *
% *
% %
α
β
α β
β
β α
α
β α
= −−




= −−




+ =
C C
C C
C C
C C
0
0
100
100
100%
 
 
Desta mesma forma, para um aço hipoeutetóide de composição C0, 
resfriado lentamente, a fração de ferrita livre (ou seja, somente os grãos 
isolados de ferrita, sem levar em conta a ferrita presente na perlita) seria dada 
por: 
 
 
%
,
, * , *
% , *
α
α
L
L
C
ou
C
= −


= −


0 8
0 8 0 008 100
1 0 8 100
0
0
 
 
e a quantidade de perlita seria dada por: 
 
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Assim, um aço com C0 = 0,2% apresentará aproximadamente 25% de 
perlita e 75% de ferrita . Um aço com 0,4% C apresentará, aproximadamente, 
50% de perlita e 50% de ferrita. E um aço com 0,8 % C apresentará 100% de 
perlita e nenhuma ferrita. 
 Então, se soubermos o teor de carbono do aço, podemos avaliar 
qual vai ser sua estrutura em termos de ferrita e perlita, desde que o mesmo 
seja resfriado lentamente. De maneira inversa, se avaliarmos através da 
microscópica seu teor de ferrita e perlita, poderemos estimar seu teor de 
carbono utilizando a equações acima. 
 
Por exemplo: 
( )
% ,
, %
P C
ou
C P
=
=
100
0 8
0 8
100
0
 
 
 
 Assim, se microscopicamente observamos que aço tem 40% de perlita e 
60% de ferrita, pela equação acima estimamos o seu teor de carbono em: 
 ( )
CC
C
%3,0
%3,0
100
408,0
0
0
≅
≅=
 
 
 
 
 
 
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1.10 EFEITO DA VELOCIDADE DE RESFRIAMENTO NA 
FRAÇÃO VOLUMÉTRICA DA FERRITA E PERLITA 
 
 O teor de carbono do aço carbono só pode ser avaliado em função de 
suas áreas de ferrita e perlita se o resfriamento for muito lento (no forno, por 
exemplo). Se o resfriamento for mais rápido, mesmo que a microestrutura seja 
ainda de ferrita e perlita, a quantidade de ferrita será menor que prevista pelo 
diagrama de fase, pois a perlita começa a se formar antes de finalizar a 
formação da ferrita, interrompendo o seu processo de crescimento ( Figs. 1.20 
a1.21). 
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1.11 EFEITO DOS ELEMENTOS DE LIGAS NOS AÇOS1.12 
IMPUREZAS DOS AÇOS 
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1.12 IMPUREZA DOS AÇOS 
 
 Além dos elementos adicionados propositadamente na fabricação dos 
aços (elementos de liga), existem outros cuja introdução no aço é decorrente 
do processo de fabricação. Entre eles pode-se citar: P, S, Mn, Si , Al, N, O e H. 
 
Fósforo 
 O fósforo dissolve-se na ferrita, endurecendo-a, ocasionando fragilidade 
a frio. Isto significa baixa resistência ao choque e baixa tenacidade, o que é 
acentuado pelo aumento da porcentagem de carbono. Além disto, é um dos 
responsáveis pelos fenômenos de fragilidade de revenido. Por isso o teor 
máximo deste elemento é rigorosamente controlado nos aços e situa-se entre 
0,005 e 0,1%, dependendo da qualidade desejada e da aplicação a que se 
destina o aço. Embora o fósforo apresente algumas vantagens, como aumento 
da resistência ao desgaste e à corrosão, melhoria na usinabilidade dos aços de 
corte rápido e aumento na resistência mecânica, seus aspectos prejudiciais 
nos aços predominam, sendo ele considerado como uma impureza. 
 
Enxofre 
 
 Quando ocorre a formação de FeS, o enxofre torna os aços frágeis 
durante os processos de trabalho a quente. O manganês, combinado-se com o 
enxofre, forma o sulfeto (MnS) e elimina este problema, desde que a relação 
Mn/S e teor máximo de S sejam adequadamente controlados. 
 Em aços de corte rápido adiciona-se enxofre para formar, sob efeito do 
trabalho a quente, inclusões alongadas. Isso provoca o rompimento doscavacos na usinagem, prolongando a vida da ferramenta de corte. 
 
 
 
Silício 
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 O silício é empregado durante a fabricação do aço como desoxidante. 
Além disto, aumenta a resistência da ferrita, sem sacrificar a ductilidade e a 
tenacidade, para porcentagens de até 1%. 
 Na maioria dos aços, a porcentagem de silício chega até 0,3% no 
máximo. 
 
Manganês 
 
 O manganês é utilizado para controlar os efeitos negativos do enxofre, 
formando inclusões de MnS, e como desoxidante. Para essas finalidades sua 
adição em geral é menor que 1%. Para aços estruturais, teores de até 1,5% 
são usuais. 
 
Alumínio 
 
 É um dos mais efetivos agentes desoxidantes utilizados na fabricação 
dos aços. Através da formação do nitreto de alumínio, permite o controle do 
tamanho de grão, porém é necessário um controle rigoroso em sua dosagem, 
dado que o excesso deste nitreto pode fragilizar o aço. 
 
Estanho 
 
 Sua presença se deve a chapas soldadas ou estanhadas na sucata, 
originando superfícies defeituosas e fragilidade no trabalho a quente. Nos aços 
temperados e revenidos o estanho contribui para fragilidade de revenido. O 
estanho tem os mesmos efeitos prejudiciais que o fósforo. 
 
Hidrogênio 
 
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 Juntamente com o oxigênio e nitrogênio, o hidrogênio contamina o aço 
durante sua elaboração. Causa fragilização do aço. Pode ser eliminado através 
da desgaseificação. 
 
Oxigênio 
 
 O oxigênio tem elevada solubilidade no aço líquido e baixíssima 
solubilidade no aço sólido. Esta diferença de solubilidade pode conduzir à 
precipitação de diferentes óxidos durante a solidificação. Quando o CO é 
formado durante a solidificação tem-se aços efervescentes ou semi-
acalmados. Outros óxidos (alumina, silicatos etc.) terão influência como 
inclusões não-metálicas. 
 
Nitrogênio 
 
 Forma nitretos quando combinados com alumínio, vanádio e cromo, 
conferindo ao aço uma elevada dureza e grande resistência ao desgaste. 
Também dissolve-se na ferrita endurecendo-a e pode formar o nitreto de ferro, 
que também provoca o endurecimento por precipitação. Contribui para a 
ocorrência de escoamento nítido, prejudicial para chapas para embutimento 
profundo. 
 
CLASSIFICAÇÃO E SELEÇÃO DE AÇOS 
 
AÇOS ESTRUTURAIS 
 
Vergalhões para concreto 
 
 Os vergalhões para concreto armado são especificados segundo a 
norma NBR 7480, sendo designados CA xx, onde os dois algarismos 
representam o limite de escoamento mínimo, em Kgf/ mm2 ( ex.: CA-25, CA-50, 
etc.). 
 Pertencem à duas classes: A- laminados a quente e B- encruados ( 
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aminados a frio ou torcidos). É importante notar que, enquanto os CA’s da 
classe A quando soldados não apresentam enfraquecimento, os aços 
encruados podem recristalizar e sofrer transformações, durante a soldagem, 
que reduzam seu limite de escoamento. 
 Para concreto pretendido, a NBR 7482 designa os aços CO-xxx, onde os 
algarismos indicam o limite de ruptura em Kgf/ mm2, havendo 3 classes: 
 A- laminados a quente, B- encruado e C- temperado. Novamente deve-
se observar os possíveis efeitos negativos da soldagem nas classes B e C. 
 É sempre recomendável, entretanto, quando se deseja soldar 
vergalhões, obter a composição química do material, para verificar sua 
soldabilidade. 
 
Chapas e Perfis Estruturais 
 
 Chapas e perfis são, em geral, fornecidos pelas grandes siderúrgicas, ou 
fabricados ( no caso de perfis dobrados ou soldados) a partir de materiais desta 
procedência. Perfis são especificados de acordo com as normas NBR 7007 ( 
aços para perfis laminados...), NBR 6109 ( cantoneiras de abas iguais) e NBR 
6352 (cantoneiras de abas desiguais), entre outras. No caso de perfis e chapas 
laminados, as grandes siderúrgicas os fornecem de diversas resistências. É 
importante ter-se em mente que plasticidade para conformação a frio é uma 
propriedade que merece cuidados especiais. Sempre que se desejar aço 
estrutural para posteriores dobramentos, é conveniente contactar o fornecedor, 
verificando especialmente a adequação do material à operação desejada. É 
importante especificar também o sentido do dobramento- longitudinal ou 
transversal - de vez que a anisotropia destes materiais é bastante elevada, em 
decorrência do próprio processo de elaboração. É conveniente, em casos de 
dúvida, conduzir-se testes. 
 No caso de perfis fabricados(soldados ou dobrados), é necessário 
certificar-se da capacidade desejado, seus métodos de inspeção, etc. 
Novamente, neste caso, é necessário que o projetista mantenha alerta seu 
bom senso. Em aplicações de pouca importância, onde o custo é o fator 
dominante, não há sentido em se exigir inspeção das soldas, por exemplo. 
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AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA (ARBL) 
 
 A classificação de aços como de “Alta resistência e baixa liga” é 
bastante genérica e freqüentemente, conduz z mal entendidos. 
 Há uma superposição natural entre o conceito de aços ARBL e 
classificações baseadas no emprego, isto é, aços ARBL são empregados como 
aços estruturais, aços para embutimento, aços para tubulações, vasos de 
pressão, etc. 
 Além disto, alguns destes aços têm sido agrupados em famílias em 
função de alguma características comum, como: aços bi-fásicos (dualphase), 
aços de perlita-reduzida (reducerd-pearlite), aços laminados controladamente, 
aços “spray-quenched”,etc. 
 Evidentemente, todas as classificações ou agrupamentos são válidos ou 
úteis dentro de determinadas condições; é importante , entretanto, não se 
deixar confundir pelas diversas nomenclaturas, pois assim como o próprio 
“nome” dado ao aço, elas não podem alterar suas propriedades e 
características. Estas decorrem, fundamentalmente, de sua composição 
química, processamento e, conseqüentemente, estrutura (macro e micro), e 
não dependem da “etiqueta” que se coloca no produto. 
 As últimas décadas viram grandes desenvolvimentos na tecnologia dos 
aços ARBL (ou HSLA, em inglês). estes desenvolvimentos foram baseados, em 
sua maioria, na compreensão da correlação entre propriedades e 
microestrutura. 
 Historicamente, pontos notáveis da evolução destes aços, segundo 
Pickering, são: 
 Inicialmente, o projeto de estruturas era baseado no limite de ruptura e o 
carbono era principal elemento de liga. Apesar do baixo custo, tenacidade e 
soldabilidade eram baixas. 
 O advento da soldagem exigiu a redução do teor de carbono. para 
manter a resistência, o teor de manganês foi aumentado. 
 Falhas catastróficas de estruturas soldadas levaram ao reconhecimento 
da importância do controle da tenacidade. Ao mesmo tempo, os critérios de 
projetos passaram a dar mais importância ao limite de escoamento. O teor de 
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C foi reduzido ainda mais, mantendo-seo teor de Mn elevado. A importância do 
tamanho de grão na resistência e tenacidade foi reconhecida. 
 Aços de grão-fino (condições de AIN, por exemplo) foram desenvolvidos. 
As vantagens associadas as estas adições são obtidas na condição 
normalizada. Limites de escoamento da ordem de 300 Mpa e temperaturas de 
transição abaixo de 0ºC foram obtidos. 
 Aumentos adicionais no limite de escoamento passaram a ser obtidos 
nos aços de grão-fino, através de endurecimento por precipitação ( Carbetos 
de vanádio, nióbio e titânio). 
 Posteriormente, o reconhecimento da importância do tamanho de grão 
na resistência e na tenacidade levou à pesquisa de meios de se obter grãos 
cada vez mais finos. 
 Um processo que permita obter, durante a laminação, austenita de grão 
fino e, eventualmente, encruada, favorece, naturalmente, a nucleação de ferrita 
no resfriamento e resulta em microestruturas de grão extremamente fino. 
 Para se atingir estas condições, tratamentos termomecânicos em que 
deformações significativas são realizadas a temperaturas inferiores à 
temperatura de recristalização do material, são necessários. 
 Devido à baixa temperatura de recristalização dos aços C-Mn, para 
estes aços isto só é possível com laminadores de alta potência. Uma 
alternativa é o uso de elementos microligantes, como o Nb que, dissolvido na 
austenita ou precipitados como carbonitretos, aumentam a temperatura de 
recristalização, retardam o crescimento do grão austenítico. 
 Tais tratamentos termomecânicos permitem o aproveitamento máximo 
dos elementos de liga e (ou) micro liga e, corretamente empregados, 
conduzem a excelentes combinações de propriedades mecânicas e 
tecnológicas. Aços assim produzidos vêm sendo extensivamente utilizados em 
diversas aplicações, como tubulações (oleodutos, gaseodutos) construção 
naval, vasos de pressão, etc). 
 
AÇOS PARA EMBUTIMENTO E ESTAMPAGEM 
 
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 Estas operações de conformação a frio podem variar grandemente em 
severidade, desde um dobramento com raio várias vezes superior à espessura 
da chapa até embutimentos complexos, com repuxamentos severos, como no 
caso diversas peças de carrocerias de automóveis. Além disto, dependendo do 
acabamento desejado na peça, estrias e outros defeitos superficiais podem não 
ser aceitáveis. Associa-se a estas operações graus de severidade, enquanto as 
siderúrgicas fornecem chapas em grupos de diferentes resistências ao 
embutimento. Apesar de diversos testes para determinar o grau de 
estampabilidade serem aceitáveis pelo material ( Ex.: Testes de Copo: Olsen, 
Erichsen), é bastante difícil correlacionar a severidade do teste com a 
severidade da operação. Em geral, a seleção pode ser baseada na experiência 
do projetista, seguida de testes visando determinar o material de custo mínimo 
capaz de aceitar a deformação do processo. 
 Adicionalmente, o desenvolvimento de conceitos como o Diagrama 
Limite de Conformação vem permitindo uma análise mais sistemática destas 
operações e uma melhor caracterização do comportamento do material. 
 
AÇOS PARA CONSTRUÇÃO MECÂNICA 
 
 Enquanto aços estruturais são normalmente fornecidos para atender a 
requisitos mecânicos ( com alguns limites de composição química com vistas a 
soldabilidade, por exemplo), aços para construção mecânica são usualmente 
fornecidos para atender faixas de composição química. 
 
 
 
 
 
O SISTEMA ABNT 
 
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 O sistema de classificação de aços empregados pela ABNT (NBR 6006) 
é basicamente o mesmo usado pelo AISI ( American Iron and Steel Instute) e 
pela SAE (Society of Automotive Engineers). Nestes sistemas, os aços são 
divididos em grupos principais e, dentro destes grupos, em famílias de 
características semelhantes (tabela 6.1 e 6.2). Estas famílias são designadas 
por conjuntos de algarismos, em geral 4, da seguinte forma: 
 
 
XX XX 
 Família Teor de C em centésimos de 
porcento (0,01%) 
 
 
 Assim, um aço 4340, é formado da família 43, isto é, com 1,8%Ni, 
0,08%Cr, 0,25%Mo e com 40 centésimos de porcento de C, isto é, 0,40%C. 
 Além dos algarismos, são empregadas letras na classificação, 
principalmente “H”, após os algarismos, que indica temperabilidade assegurada 
e “B” entre dois grupos de dois algarismos que indica a presença de boro, para 
aumento da temperabilidade. Por exemplo, um aço 8620H é um aço com 
resposta ao tratamento térmico mais consistente que o 8620, sendo que suas 
propriedades se situam na parte superior da faixa de dureza do 8620. Do 
mesmo modo, o aço 10B46, é essencialmente um aço 1046 
(aço carbono com 0,46%C) ao qual adiciona-se um mínimo de 5 ppm de boro, 
que melhora a temperabilidade. Nos casos dos aços inoxidáveis e aços-
ferramenta, os algarismos finais não representam o teor de carbono. Para aços 
inoxidáveis (NBR 5601) da série 3xx, a letra L após os algarismos indica 
carbono extra-baixo, com melhores características de resistência à corrosão. 
Os aços que são, comercialmente mais comuns. São exemplos típicos : 
8620, 8640, 4140, 4340, 1045, 3310, 9315, 52100, 304, 410, 420. É claro que, 
ao projetar uma peça que requererá pequena quantidade de aço e será 
fabricada com pouca freqüência, deve ser dada preferência a um dos aços 
comercialmente mais comuns, pois são estes aços que se encontram, em 
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geral, em estoque no produtor. Assim, as chances de se obter o material em 
curto prazo, por preço razoável, aumentarão bastante. Por outro lado, na 
especificação de um aço para peças a serem produzidas em série, em grandes 
quantidades, é conveniente selecionar o material realmente necessário, 
evitando excessos (especificar aços com teores de elementos de liga 
superiores aos necessários, por exemplo) que, certamente, aumentarão os 
custos da produção seriada. 
 A partir de 1975, num esforço para estabelecer um sistema único para a 
designação de metais e ligas, a ASTM e a SAE passaram a publicar o UNS ( 
Unified Numbering System). 
 Neste sistema ( ASTM E 527), um prefixo de uma letra é seguido por 
cinco algarismos. A letra dá uma indicação da família do metal ou liga indicado 
e os algarismos identificam a liga específica. 
 Para os aços normalizados pela SAE, o UNS tentou manter o mesmo 
código numérico. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Aços ao Carbono 
Aços de alta resistência e baixa liga 
(ARBL) 
 
Aços Ferramenta Aços rápidos 
 Aços para trabalho a quente 
 Aços indeformáveis 
 Aços resistentes ao choque 
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 Etc. 
 
Aços Inoxidáveis Martensíticos 
 Ferríticos 
 Austeníticos 
 
Aços Carbono 
10xx Aço Carbono 
11xx Aço Carbono Ressulfurado ( corte fácil) 
12xx Aço Carbono Ressulfurado e Refosforado ( corte 
fácil) 
 
Aços de Baixa Liga ( Construção 
Mecânica) 
 
13xx Mn 1.75 
23xx Ni 3.5 
25xx Ni 5.0 
31xx Ni1.25 Cr 0.65 
33xx Ni 3.50 Cr 1.55 
40xx Mo 0.25 
41xx Cr 0.50 ou 0.95, Mo 0.12 ou 0.20 
43xx Ni 1.80, Cr 0.50 ou 0.80, Mo 0.25 
46xx NI 1.55 ou 1.80, Mo 0.20 ou 0.25 
47xx Ni 1.05, Cr 0.45, Mo 0.20 
48xx Ni 3.50, Mo 0.20 
50xx Cr 0.28 ou 0.40 
51xx Cr 0.80 a 1.25 
5xxx Cr 0.50 ou 1.00 ou 1.45, C 1.00 
61xx Cr 0.80 ou 0.95, V 0.10 ou 0.15 min. 
86xx Ni 0.55, Cr 0.50 ou 0.65, Mo 0.20 
87xx Ni 0.55, Cr 0.50, Mo 0.25 
92xx Mn 0.85, Si 2.00 
93xx Ni 3.25, Cr 1.20, Mo 0.12 
98xx Ni 1.00, Cr 0.80, Mo 0.25 
 
Aços Inoxidáveis ( Resistentes ao calor e à 
corrosão) 
 
2xx Cr, Ni, Mn Austenítico 
3xx Cr, Ni Austenítico 
4xx Cr Ferrítico 
4xx Cr Martensítico 
5xx baixo cromo-resistente ao calor 
 
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3ª Parte 
 
 
 
 
Ferro Fundido 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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FERRO FUNDIDOS 
 
GENERALIDADES: 
 
Introdução 
 
 Dentre as ligas ferro-carbono, os ferros fundidos constituem um grupo 
de ligas de importância fundamental para indústria, não só devido as 
características inerentes ao próprio material, como também pelo fato de, 
mediante introdução de elementos de liga, aplicação de tratamentos térmicos 
adequados e pelo desenvolvimento do ferro fundido nodular, ter sido viável ao 
seu emprego em aplicações que, de certo modo, eram exclusivas dos aços. 
 Assim sendo, o seu estudo é fundamental para engenheiro mecânico e 
tecnólogo, ao qual se oferece mais uma opção no sentido da seleção de 
materiais metálicos para as diversas aplicações industriais. 
 
Definições 
 
 Pelo conhecimento do diagrama de equilíbrio Fe-C, costuma-se definir 
ferro-fundido como “ligas Fe-C cujo teor de carbono se situa acima de 2,05% 
aproximadamente”. Face à influência do silício nessa liga, sobretudo sob o 
ponto de vista de sua constituição estrutural, o ferro fundido é normalmente 
considerado uma “liga ternária Fe-C-Si”, pois o silício está freqüentemente 
presente em teores superiores ao do próprio carbono. 
 Por outro lado, em função de sua constituição estrutural, o carbono está 
geralmente presente, em grande parcela, na forma “livre”. Então ferro-fundido: 
 “É a liga ferro-carbono-silício, de teores de carbono geralmente acima de 
2,05% em quantidade superior à que ser retida em solução sólida na austenita, 
de modo a resultar carbono parcialmente livre, na forma de veios ou lamelas de 
grafita”. 
 Dentro da denominação geral de “ferro fundido”, podem ser distinguidos 
os seguintes tipos de liga: 
 
 Ferro fundido cinzento: fratura mostra uma coloração escura 
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(donde a sua denominação), caracteriza por apresentar como elementos de 
liga fundamentais o carbono e o silício e estrutura em que uma parcela 
relativamente grande do carbono está no estado livre ( grafita lamelar) e outra 
parcela no estado combinado (FE3C); 
 
 Ferro fundido branco: fratura mostra uma coloração clara 
(donde a sua denominação), caracterizado por apresentar ainda como 
elementos de liga fundamentais o carbono e o silício, mas cuja estrutura, 
devido às condições de fabricação e menor teor de silício, apresenta o carbono 
quase inteiramente na forma combinada (Fe3C); 
 
 Ferro fundido mesclado fratura mostra uma coloração mista 
entre branca e cinzenta ( donde a sua denominação), caracterizado igualmente 
por uma mescla de proporções variáveis de ferro fundido branco e ferro fundido 
cinzento; 
 
 Ferro fundido maleável é caracterizado por ser obtido a partir do 
ferro fundido branco, mediante um tratamento térmico especial 
(maleabilização), resultando numa transformação de praticamente todo o ferro 
combinado em grafita na forma de nódulos (em vez de veios ou lamelas) 
 Ferro fundido nodular é caracterizado por apresentar, devido a 
um tratamento realizado ainda no estado líquido, carbono livre na forma de 
grafita esferoidal, o que confere ao material característica de boa ductilidade, 
donde a denominação freqüente para esse material de ferro fundido dúctil. 
 
 Ferro fundido de grafita compactada é caracterizado pelo 
fato da grafita apresentar-se em “escamas” ou seja com a forma de plaquetas 
ou estrias, motivo pelo qual tem sido também designado por “quasi-escamas”. 
Outras denominações são: escama agregada, semi-ondular e vermicular. É um 
produto que, como o ferro nodular exige adição de elementos especiais como 
terras raras, como um elemento adicional, como titânio, que reduz a formação 
de grafita esferoidal. O ferro fundido de grafita compactada pode ser 
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considerado um material intermediário entre o ferro fundido cinzento e o ferro 
nodular; possui a fundibilidade do ferro fundido cinzento, com melhor 
resistência mecânica e alguma ductilidade. Sua comercialização é 
relativamente recente. 
 
Diagrama Ferro-Carbono: O seu estudo é realizado nas porcentagens 
acima de 2,05% de carbono como verificado no diagrama abaixo: 
 
 
 
? teor de carbono de 4,3% á temperatura de 11460C: corresponde a liga 
eutética de mais baixo ponto de fusão, chamada de liga eutética. 
 
? ligas entre 2,05 e 4,3%C são chamadas de ligas hipoeutéticas e acima de 
4,3%C são chamadas de ligas hipereutéticas. 
 
 
 
Resfriamento de uma liga eutética: 
 
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 Ao resfriar lentamente a liga eutética, no ponto C, a mesma se solidifica 
havendo austenita + Fe3C . Este Eutético é conhecido por “Ledeburita” e é 
constituído de um fundo de cementita com aproximadamente 6,7%C e cristais 
de dendritas de austenita com 2,05%C. Continuando o resfriamento da liga, o 
teor de carbono da austenita diminui por acompanhar a inclinação da linha Acm. 
Ao atingir a temperatura de 7230 C com 0,8%C na linha A1, a austenita inicia a 
transformação em perlita. Abaixo de A1 a ledeburita será constituída de um 
fundo de cementita com glóbulos de perlita. Esta microestrutura é representado 
na fig.4.2 . 
 
 
 
Fig 4.2 Aspecto micrográfico da ledeburita. Estrutura típica de um ferro fundido 
eutético com 4,3%C. matriz de cementita com glóbulos de cementita. Ataque 
pícrico com aumento de 530X 
 
 
Resfriamento de uma liga hipoeutética: 
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 Ao resfria agora uma liga com 3,0%C, por exemplo, verificamos que 
acima da linha liquidus, a liga está totalmente na fase liquida. Ao atingir X1, os 
primeiros cristais precipitados são de austenita, cujo teor de carbono é dado 
pela intersecção da horizontal passando a partir de X1 até encontrar a linha 
solidus. Continuando