TRANSFORMACOES DE FASE DOS MATERIAIS METALICOS pdf

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TRANSFORMAÇÕES DE 
FASE DOS MATERIAIS 
METÁLICOS 
 
 
Professor: Felipe Bertelli 
 
 
Autor da apostila: Prof. Rezende Gomes dos Santos 
3ª versão, Agosto de 2008. 
 
 
 
 
 
2 
 
Capítulo 1 
 
 
INTRODUÇÃO 
_____________________________________________________________ 
 
 
1.1 Conceitos gerais 
 
 Os materiais sólidos apresentam uma correlação estreita entre a sua estrutura 
interna e as suas propriedades características. Assim, um dos pontos básicos para o 
conhecimento dos materiais é o estudo dessa correlação. 
 
 As propriedades de um material podem, em geral, ser modificadas alterando-se a 
sua microestrutura, o que pode ser conseguido, por exemplo, mudando a composição, 
adicionando elementos de liga, usando diferentes métodos de fabricação e aplicando 
tratamentos térmicos. Essas modificações provocam alterações em grandezas diretamente 
associadas com as propriedades como, por exemplo, a estrutura cristalina, o tamanho de 
grão, a distribuição das fases presentes, etc. 
 
 Um aspecto importante que deve ser levado em conta é que raramente os 
materiais são utilizados em engenharia com a sua estrutura mais estável do ponto de vista 
termodinâmico. Como mudanças que tendem a levar o material a uma estrutura 
termodinamicamente mais estável, aumentando a entropia e diminuindo a energia interna, 
são possíveis e "espontâneas", muitas vezes uma estrutura ótima obtida para uma 
determinada aplicação pode degradar-se devido a essas transformações. A utilização de 
um material fora do seu equilíbrio exige, portanto, que a velocidade de transformação que 
tende a levá-lo de volta ao estado de equilíbrio estável seja, dentro das condições de 
utilização, desprezível em relação à vida útil do dispositivo no qual vai ser empregado. 
Em outras palavras, a aplicação de um material exige o conhecimento das condições em 
que uma determinada estrutura possível de ser obtida para o mesmo apresenta uma certa 
estabilidade. 
 
3 
 Como exemplo pode ser considerado o caso dos metais que em geral são 
encontrados nos minérios na forma de compostos (óxidos, sulfetos, etc) porque esses 
compostos são formas termodinamicamente mais estáveis. Quando, através de um 
processo de redução, obtém-se um metal puro ele foi afastado do seu estado mais estável 
e há uma tendência dele reagir novamente, por exemplo, com o oxigênio do ar, se for 
encontrado na forma de óxido, para formar um composto mais estável. A utilização dos 
metais é, no entanto, possível porque a velocidade de reação é, em condições normais de 
uso, muito pequena. 
 
 
1.2 Estados de equilíbrio termodinâmico 
 
 A estabilidade de uma microestrutura em uma condição termodinâmica específica 
(por exemplo para um determinado par de valores de pressão e temperatura) depende do 
estado de equilíbrio em que a estrutura se encontra em relação a essa condição. Assim, é 
conveniente fazer algumas considerações iniciais sobre os possíveis estados de equilíbrio 
termodinâmico de um sistema material. 
 
 De um modo geral um sistema material pode apresentar-se em um dos seguintes 
estados de equilíbrio: (1) equilíbrio instável, (2) equilíbrio metaestável e (3) equlíbrio 
estável, sendo que do ponto de vista termodinâmico ele passa de um estado mais instável 
para um mais estável à medida que sua energia livre decresce. 
 
 Cahn, em 1968, estabeleceu uma interessante analogia entre o equilíbrio de 
sistemas materiais e blocos sólidos, associando a energia livre do sistema ao centro de 
massa dos blocos (figura 1.1), que auxilia a conceituação desses três estados de 
equilíbrio. 
 
Considerando um bloco sólido na forma de um paralelepípedo pode-se dizer que: 
 
1. Equilíbrio estável é aquele para o qual nenhuma transformação espontânea é 
possível, ou seja é equivalente ao apresentado pelo bloco quando apoiado 
sobre uma face de maior área (figura 1.1.c). 
 
2. Equilíbrio instável é aquele para o qual a transformação que leva a um 
estado mais estável é totalmente espontânea, não existindo uma barreira 
4 
energética para o início da mesma, ou seja, não exige energia de ativação 
(energia necessária para iniciar a transformação). Este estado é análogo ao 
apresentado pelo bloco apoiado em uma aresta, que quando solto tende a cair 
assumindo uma posição de apoio mais estável sobre uma das faces (figura 
1.1.b). 
 
3. Equilíbrio metaestável é aquele para o qual existe uma barreira energética 
que deve ser vencida para que se inicie a transformação que leva a estado de 
maior equilíbrio, ou seja, exige energia de ativação. É análogo ao 
apresentado pelo bloco apoiado numa das faces de menor área (figura 1.1.a), 
que se manterá nessa posição, apesar de não ser a de maior equilíbrio, até 
que alguma energia seja fornecida para levá-lo à posição de maior 
estabilidade (apoiado sobre a face de maior área). Quando essa energia é 
fornecida ele passa inicialmente por um estado de equilíbrio instável que 
apresenta maior energia (figura 1.1.b) para depois atingir o estado de maior 
equilíbrio (figura 1.1.c). 
 
 A mesma análise pode ser feita do ponto de vista termodinâmico através da figura 
1.2 que mostra, esquematicamente, a variação da energia livre com a evolução da reação, 
para a transformação que leva a um sistema do equilíbrio metaestável para o equilíbrio 
estável. Pode-se notar que há inicialmente a necessidade de se fornecer uma certa 
quantidade de energia (energia de ativação) que leve o sistema do estado inicial 
(metaestável) para um estado de transição (instável) a partir do qual a transformação que 
leva ao estado final (estável) é espontânea. A transformação, no entanto, ocorre com uma 
redução efetiva da energia livre uma vez que a energia final é menor que a inicial. 
 
 A força motriz da transformação é, então, a variação efetiva da energia livre do 
sistema, que está relacionada com variações na temperatura, alterações na composição, 
aplicação de tensões externas, existência de interfaces entre duas fases ou em contornos 
de grãos, etc. 
 
 Um exemplo disso é a transformação líquido/sólido em um metal puro, induzida 
por mudança de temperatura. Analisando as curvas de variação de energia livre com a 
temperatura das fases líquida e sólida (figura 1.3) nota-se que aquecendo o metal a partir 
da temperatura ambiente, acima da temperatura de fusão (Tf) a energia livre do sólido é 
maior que a do líquido, o que indica que há uma tendência de transformação do sólido em 
5 
líquido para que seja alcançado um estado de maior equilíbrio termodinâmico. Por outro 
lado, resfriando-se o metal a partir do estado líquido nota-se que abaixo da temperatura 
de fusão a energia livre do líquido é maior que a do sólido induzindo uma transformação 
do líquido em sólido pelas mesmas razões. Na temperatura de fusão as duas fases 
apresentam a mesma energia livre e podem coexistir em equilíbrio. 
 
 
(a) (b) (c) 
Figura 1.1 - Representação esquemática de estados de equilíbrio de um 
sistema. 
 
 
 
 
 
E
ne
rg
ia
 (
G
) 
G1 
G2 
G3 
1 
2 
3 
G1-2 
G1-3 
Evolução da transformação 
Figura 1.2 – Variação da energia livre durante uma transformação de fase. 
 
6 
 De um modo geral pode-se considerar que em temperaturas relativamente baixas 
as estruturas metaestáveis apresentam um alto grau de estabilidade, mas a medida que a 
temperatura aumenta estamos fornecendo energia de ativação ao sistema e a partir de um 
certo valor a transformação que leva a um estado termodinâmico mais estável pode 
iniciar-se. 
 
 
Tf 
sólido 
líquido 
E
ne
rg
ia
 li
vre 
(G
) 
Temperatura (T) 
Figura 1.3 – Variação da energia livre em função da temperatura para diferentes 
fases de um metal puro. Tf é a temperatura de fusão do metal. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
7 
Capítulo 2 
 
 
NUCLEAÇÃO E CRESCIMENTO 
DE FASES 
_________________________________________________________ 
 
 
2.1 Conceitos gerais 
 
 Os materiais podem sofrer transformações de fase quando as suas condições 
termodinâmicas são alteradas. As alterações de temperatura ou de pressão atuando sobre 
o material são exemplos de mudanças das condições termodinâmicas. As transformações 
de fase ocorrem porque em diferentes condições termodinâmicas diferentes fases podem 
apresentar energia livre mais baixa tornando-se, portanto, mais estáveis. Os exemplos 
mais simples de transformações de fase são os relacionados com as mudanças de estado 
(sólido/líquido/gasoso) de um material puro, mas existem transformações que ocorrem 
com o material no estado sólido. 
 
 Neste texto serão tratadas principalmente as transformações de fase que ocorrem 
em materiais metálicos. A primeira transformação de fase de interesse em engenharia é a 
solidificação. Essa transformação é importante para a obtenção de peças pelo processo de 
fundição em que o metal líquido é solidificado em um molde com uma forma 
determinada. Mas, principalmente quando se trabalha com ligas metálicas, são 
extremamente importantes as transformações de fase que ocorrem no estado sólido 
fazendo com que determinadas ligas metálicas possam ter sua microestrutura alterada, 
através de operações controladas de aquecimento e resfriamento, com conseqüentes 
mudanças nas suas propriedades. 
 
 Quando as condições termodinâmicas mudam e uma nova fase passa a apresentar 
maior estabilidade há a tendência da fase existente transformar-se nessa nova fase. Essa 
transformação não é, evidentemente, instantânea e ocorre em duas etapas. Inicialmente 
8 
deve ocorrer a nucleação de partículas microscópicas estáveis da nova fase e 
posteriormente deve ocorrer o crescimento dessas partículas até a completa substituição 
da fase existente. 
 
 Ao surgir uma partícula da nova fase temos associados a ela um volume e uma 
superfície de separação com a fase existente. Como a nova fase (mais estável) apresenta 
uma energia livre menor que a fase original, ao volume da partícula formada está 
associado um abaixamento local de energia. A superfície de separação entre a partícula 
da nova fase e a fase original, no entanto, está associado um aumento local de energia. 
Isto ocorre porque na interface entre duas fases há uma mudança abrupta na estrutura 
cristalina ou no estado de agregação, o que provoca a existência de ligações atômicas 
interrompidas e um afastamento do equilíbrio termodinâmico. Como a estabilidade da 
nova fase está associada com uma diminuição da energia livre do sistema material, é 
razoável concluir-se intuitivamente que essa estabilidade depende do balanço entre a 
diminuição da energia de volume e o aumento da energia de superfície. Pode-se 
considerar, então, que as partículas tenham uma tendência a assumir uma forma 
aproximadamente esférica, que apresenta um maior volume (maior diminuição de 
energia) para uma menor superfície (menor aumento de energia). Assim a estabilidade da 
partícula pode ser associada ao seu raio, ou seja, partículas que surgem com um raio 
menor que um determinado valor, denominado raio crítico, não adquirem estabilidade e 
são chamadas embriões, e partículas que surgem com raio maior que o raio crítico podem 
ser consideradas estáveis e constituem, então, os núcleos da nova fase. 
 
 A nucleação de partículas da nova fase envolve o movimento, por difusão, de 
átomos no interior da fase existente e o seu arranjo segundo a estrutura cristalina 
característica da nova fase, e o crescimento dessas partículas envolve o movimento de 
átomos em direção à mesma, através da sua interface e no seu interior. 
 
 A nucleação de partículas da nova fase é normalmente classificada em nucleação 
homogênea e nucleação heterogênea. Considera-se nucleação homogênea aquela que 
ocorre no sistema material sem a interferência de agentes estranhos ao mesmo e a 
nucleação heterogênea aquela que ocorre com a interferência de agentes estranhos. Esses 
conceitos serão explicados mais claramente a seguir. 
 
 
9 
2.2 Nucleação Homogênea 
 
 Como a transformação de fase envolvendo mudanças de estado é mais familiar e 
mais facilmente compreendida será considerado inicialmente, como exemplo, o caso da 
solidificação de um metal puro e posteriormente serão comentadas as particularidades das 
transformações que ocorrem no sistema material no estado sólido. 
 
 A diferença entre o metal puro no estado líquido e no estado sólido é que no 
líquido ocorrem no máximo ordenações de curto alcance nos átomos (a estrutura como 
um todo pode ser considerada desordenada) e no sólido ocorrem ordenações de longo 
alcance seguindo a célula unitária característica do metal. Quando a temperatura do metal 
líquido for levada a um valor tal que termodinamicamente o sólido seja mais estável que 
o líquido (apresente menor energia livre que o líquido), ou seja, temperatura menor ou 
igual à temperatura de fusão, as ordenações microscópicas de curto alcance podem dar 
origem a partículas aproximadamente esféricas da nova fase. Essas partículas 
microscópicas podem ser consideradas embriões da fase sólida. No caso da nucleação 
homogênea essas partículas surgem no interior da fase existente sem a interferência de 
qualquer agente estranho à mesma, conforme figura 2.1. 
 
 
 
r 
embriões 
líquido 
Figura 2.1 – Representação esquemática de embriões com arranjo 
atômico ordenado 
 
 
 Considerando que o volume (Ve) e a área superficial (Ae) da esfera são dados, em 
função do raio (r), respectivamente por: 
 
10 
 
V re  
4
3
3
 (2.1) 
e 
 
A re   4
2
 (2.2) 
 
e que Gv é a variação de energia por unidade de volume associada ao volume 
transformado (negativa) e sl é a energia por unidade de área associada à superfície de 
separação das duas fases (positiva), a variação de energia livre do sistema material devido 
ao aparecimento da partícula (Ghom) é dada por: 
 
 
 G A V Ge sl e vhom    
 (2.3) 
 
ou, substituindo (2.1) e (2.2) em (2.3): 
 
 G r r Gsl vhom        4
4
3
2 3  
 (2.4) 
 
 
 
r* 
G*hom 
r  
V
ar
ia
çã
o 
de
 e
ne
rg
ia
 li
vr
e 

 
vGr 
3
3
4

 
slr  
24 
Ghom 
Figura 2.2 – Variação da energia livre em função do raio da partícula. 
 
 
 
Colocando-se cada um dos termos da equação 2.4 na forma de gráfico em função 
do raio são obtidas as curvas da figura 2.2. Pode-se notar, então, que existe um valor 
crítico para o raio (r*) a partir do qual o termo relativo à energia de volume (negativo) 
11 
passa a ser preponderante em relação ao termo relativo à energia de superfície (positivo), 
fazendo com que a energia livre do sistema (G) diminua com a transformação. Abaixo 
desse valor crítico a energia do sistema aumentaria com a continuidade da transformação 
(que implicaria em aumento do raio da partícula) já que o termo relativo à superfície é 
predominante. Assim pode-se concluir que partículas que surgem com raio menor que o 
crítico não são estáveis e tendem a redissolver-se no líquido pois seu crescimento 
implicaria em um aumento da energia livre do sistema. Já as partículas que surgem com 
raio maior que o raio crítico são estáveise tendem a crescer pois seu crescimento provoca 
a diminuição da energia livre do sistema, conforme figura 2.2. 
Como o raio crítico corresponde a um ponto de máximo da equação 2.4 (ver 
figura 2.2) ele pode ser facilmente obtido derivando-se a equação e igualando a zero: 
 
 
r
G
sl
v
*
hom  
2 

 (2.5) 
 
Substituindo-se o valor do raio crítico na equação 2.4 obtém-se o valor da energia 
de ativação (G*) necessária para a formação de um núcleo (partícula estável) da nova 
fase, ou seja: 
 
 


G
G
sl
v
*
hom
( )

 

16
3
3
2
 
 (2.6) 
Na prática para vencer a barreira energética e possibilitar o início da nucleação, é 
necessário que a temperatura atinja um valor pouco abaixo da temperatura de fusão. A 
diferença entre a temperatura de fusão (Tf) e essa temperatura (T) é denominada super-
resfriamento (T = T - Tf). A energia de volume (Gv) pode ser colocada em função do 
super-resfriamento através da equação: 
 
f
v
T
TL
G


 (2.7) 
onde L é o calor latente de solidificação e Tf é a temperatura de fusão do metal. 
 
As equações 2.5 e 2.6 podem então ser colocadas em termos do super-
resfriamento substituindo a energia de volume (Gv) pela equação 2.7. Com isso obtém-
se respectivamente: 
 
12 
 
TL
T
r
fSL



2
*
 (2.8) 
e 
    
 2
23
hom
3
16
*
TL
T
G
fSL



 (2.9) 
 
2.3 Nucleação Heterogênea 
 
 A nucleação heterogênea é aquela que ocorre com a interferência de agentes 
estranhos ao sistema material. Esses agentes nucleantes, que são denominados 
genericamente de substratos, podem ser, por exemplo, no caso da solidificação, as 
paredes do molde, partículas de impurezas e agentes nucleadores adicionados na forma 
de pó ao metal líquido e, no caso das transformações no estado sólido, os contornos de 
grão, regiões com alta densidade de discordâncias e precipitados de impurezas ou 
compostos intermetálicos. 
 
 A partícula da nova fase formar-se-á, então, sobre o substrato e pode-se considerar 
que tenha a forma aproximada de uma calota esférica conforme é mostrado na figura 2.3. 
Vão surgir, então, energias associadas a cada uma das superfícies de separação, ou seja, 
substrato (an)/sólido(s), líquido (l)/substrato (an) e sólido (s)/líquido (l), sendo: 
 
 
 
Substrato (An) 
r 
Partícula (S) 
Líquido (L) 
sl 
an/s an/l 
 
sólido 
Figura 2.3 - Nucleação de uma partícula sobre um substrato. 
 
13 
 
 sl - energia superficial entre o sólido e o líquido 
 an/s - energia superficial entre o substrato e o sólido 
 an/l - energia superficial entre o substrato e o líquido 
 
 A eficiência do substrato como agente nucleante depende da afinidade ou 
"molhamento" entre o mesmo e a fase que se transforma e é caracterizada pelo ângulo de 
molhamento () mostrado na figura 2.3. 
 Para que o sistema mostrado na figura 2.3 esteja em equilíbrio o seguinte balanço 
de forças deve ser satisfeito: 
 
   an s sl an l/ /cos  
 (2.10) 
ou 
 
 
   an s an l sl/ / cos  
 (2.11) 
 
 Na figura 2.3 pode-se observar que quando surge a partícula sólida sobre o 
substrato a superfície de separação entre ambos substitui uma área equivalente da 
superfície de separação entre o substrato e o líquido. Como a energia associada à 
superfície de separação entre substrato e sólido é menor que aquela entre substrato e 
líquido, conforme pode ser observado na equação 2.11, pode-se concluir que há um 
abaixamento local de energia de superfície quando surge uma partícula sólida sobre o 
substrato, o que facilita a nucleação. 
 
 Para se determinar a variação de energia livre durante a nucleação heterogênea (
Ghet) parte-se da seguinte equação: 
 
 
vcel/ans/ans/anslslhet
GV)(AAG 
 (2.12) 
 
 Substituindo-se as áreas (Asl) da calota esférica que separa o sólido do líquido e 
(Aan/s) do circulo que separa o substrato do sólido e o volume (Vce) da calota esférica 
sólida e considerando-se a equação 2.11, obtém-se: 
 
)Gr
3
1
r()coscos32(G
v
3
sl
23
het

 (2.13) 
 
14 
 Para determinar o raio crítico basta derivar a equação 2.13 e igualar a zero, 
obtendo-se: 
 
v
sl
het
*
G
2
r



 (2.14) 
 
Como pode ser visto esta equação é igual à obtida no caso da nucleação 
homogênea indicando que o raio crítico tem o mesmo valor nos dois casos. 
 
 Substituindo-se a equação 2.14 na equação 2.13 obtém-se a energia de ativação 
necessária para a nucleação heterogênea: 
 
2
v
3
sl3
het
*
)G(3
)(4
)coscos32(G



 (2.15) 
 
 As equações 2.14 e 2.15 podem também ser colocadas em função do super-
resfriamento usando a equação 2.7. 
 
Das equações 2.6 e 2.15 obtém-se: 
 
 


G
G
het
*
*
hom
( cos cos )  
1
4
2 3 3 
 (2.16) 
 
ou seja, a relação entre as energias de ativação necessárias para a nucleação homogênea e 
heterogênea depende apenas da afinidade entre o núcleo e o substrato (representada pelo 
ângulo ). 
 
 Três casos podem, então, ser considerados (ver figura 2.4). Se  é nulo a afinidade 
entre o núcleo e o substrato é total e: 
 
 


G
G
het
*
*
hom
 0
 (2.17) 
 
indicando que a energia de ativação necessária para a nucleação heterogênea é bem 
menor que a necessária para a nucleação homogênea. Portanto a nucleação ocorrerá de 
forma heterogênea. Se  for maior que zero e menor que 180 a afinidade entre o núcleo 
é parcial e: 
15 


G
G
het
*
*
hom
1
 (2.18) 
 
indicando que a nucleação ocorre preferencialmente de forma heterogênea que exige 
menor energia de ativação. Finalmente se  é igual a 180 a afinidade entre o núcleo e o 
substrato é nula e a energia de ativação necessária para os dois casos é igual: 
 


G
G
het
*
*
hom
 1
 (2.19) 
 
indicando que o substrato não facilita a nucleação. 
 
De qualquer forma sempre que há alguma afinidade entre o substrato e a fase que 
se forma a energia de ativação necessária para a nucleação heterogênea é menor. Como 
na prática em geral existem agentes estranhos no sistema material, com alguma afinidade 
com os núcleos que se formam, a nucleação em geral ocorre de forma heterogênea. 
 
 
Núcleos 
Substrato 
 = 0° 0° <  > 180º  = 180° 
Figura 2.4 - Afinidade entre núcleos e substrato em função do ângulo . 
 
 
2.4 Nucleação Sólido/Sólido 
 
 Quando há a nucleação de uma fase sólida no interior de outra fase sólida valem 
os princípios citados anteriormente, no entanto algumas particularidades devem ser 
salientadas. 
 
16 
 Em primeiro lugar a difusão atômica no estado sólido é bem mais difícil do que 
no líquido, o que faz com que a nucleação e o crescimento de novas fases ocorram mais 
lentamente. Alem disso a eventual variação de volume durante a transformação de uma 
fase em outra pode provocar o aparecimento de tensões internas que aumentam a energia 
local juntamente com as energias de superfície exigindo raios críticos maiores para que a 
queda de energia devido ao volume possa compensá-las, retardando a nucleação. Assim 
nos sólidos a tendência para a nucleação heterogêneaé maior já que regiões com alta 
densidade de discordâncias e contornos de grão, por exemplo, por apresentarem energia 
local mais alta, podem contribuir com parte da energia de ativação necessária para a 
nucleação. 
 Finalmente, embriões sólidos em geral não se redissolvem quando surgem com 
raio menor que o raio crítico, mantendo-se inalterados até que condições termodinâmicas 
os permitam atingir esse raio, podendo aumentar a energia local. 
 
2.5 Velocidades de nucleação e crescimento 
 
 A velocidade global de uma transformação de fase depende das velocidades de 
nucleação e crescimento. Tanto o processo de nucleação como o de crescimento ocorrem 
com velocidades que dependem das condições termodinâmicas. Se o processo é ativado 
termicamente essas velocidades dependem da temperatura em que ocorre a 
transformação. Na figura 2.5 são mostradas, de forma esquemática para um processo de 
transformação, a curva da velocidade global de transformação e as curvas de velocidade 
de nucleação e de crescimento, em função da temperatura. Na figura 2.5 Tf indica a 
temperatura de transformação no equilíbrio. Conforme pode ser observado, quando a 
transformação ocorre pouco abaixo da temperatura de equilíbrio (T1) o processo ocorre 
em uma condição de baixa velocidade de nucleação e alta velocidade de crescimento. 
Essa situação faz com que apareçam poucos núcleos que crescem significativamente, 
levando a uma estrutura grosseira da fase formada. Por outro lado, quando a 
transformação ocorre em temperaturas mais baixas, por exemplo na temperatura T2 em 
que a velocidade de nucleação é alta e a velocidade de crescimento é baixa, surgem 
muitos núcleos da nova fase com pouca possibilidade de crescimento. Isto leva à 
formação da nova fase com uma estrutura mais refinada. Se, no entanto, o material for 
levado a uma temperatura muito baixa antes do início da transformação, por exemplo a 
temperatura T0, tanto a velocidade de nucleação como de crescimento são desprezíveis 
17 
devido à baixa possibilidade de movimentação atômica por difusão. Nesse caso o 
processo de transformação de fase pode se tornar inviável sendo mantida a fase existente 
em uma condição metaestável. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
T 
T1 
T2 
vn 
vc 
Tf 
vn, vc,vg 
vg 
T0 
Figura 2.5. – Representação esquemática da variação da velocidade global de transformação (Vg) e 
das velocidades de nucleação (Vn) e crescimento (Ve). 
18 
Capítulo 3 
 
RECUPERAÇÃO E 
RECRISTALIZAÇÃO DE 
MATERIAIS METÁLICOS 
_________________________________________________________ 
 
3.1 Introdução 
 
 Quando um material metálico no estado sólido é deformado plasticamente, ou 
seja, sofre uma mudança de forma permanente pela aplicação de um esforço mecânico, a 
maior parte da energia envolvida no processo é dissipada na forma de calor mas uma 
parte é armazenada no mesmo aumentando sua energia interna e, portanto, tirando-o do 
seu equilíbrio termodinâmico. A deformação plástica externa do material altera também a 
sua microestrutura e a parcela de energia envolvida no trabalho de deformação que fica 
armazenada está associada a deformações na rede e ao aumento da densidade de defeitos 
cristalinos nessa estrutura, principalmente as discordâncias e os vazios. Dependendo da 
temperatura na qual o material é deformado essas alterações na microestrutura podem 
permanecer após o término do processo e a energia associada a elas leva o material a um 
estado metaestável. A possibilidade disso acontecer é tanto maior quanto mais baixa for a 
temperatura de deformação. O material metaestável tem, então, a tendência de sofrer 
transformações que o levem em direção a um estado mais estável. No entanto, como já 
foi visto no primeiro capítulo, há necessidade de se fornecer energia de ativação para que 
essas transformações ocorram. 
 
 Neste capítulo serão estudados os processos de recuperação e recristalização que 
permitem, respectivamente, a eliminação parcial ou total dos efeitos da deformação na 
microestrutura dos materiais metálicos. 
3.2 Efeitos da deformação plástica na resistência mecânica dos materiais 
metálicos 
 
19 
 Neste texto não serão abordados de forma extensiva os aspectos metalúrgicos das 
transformações internas da rede cristalina introduzidas pela deformação plástica. Mas 
alguns conceitos, que são imprescindíveis para uma compreensão dos efeitos de tais 
transformações nas propriedades dos materiais e dos tratamentos térmicos que permitem 
a eliminação desses efeitos, serão apresentados a seguir, de forma simplificada. 
 
 Do ponto de vista microscópico pode-se considerar que a deformação externa 
visível de um material metálico é provocada por deslocamentos sucessivos de planos 
atômicos característicos da sua estrutura cristalina quando se aplica uma tensão sobre o 
mesmo. Esse tipo de deslocamento caracteriza um cisalhamento interno na estrutura e 
ocorre mais facilmente quando envolve os planos cristalinos com maior densidade 
atômica (planos compactos), que são denominados planos de deslizamento. Pode-se 
dizer, então, que a deformação plástica inicia quando a componente de cisalhamento da 
tensão aplicada ultrapassa o limite de resistência ao cisalhamento do material (ver figura 
3.1). 
 
Considerando-se o caso ideal de um material monocristalino, ou seja, que 
apresenta um único grão cristalino em toda a sua extensão, e isento de defeitos internos 
na rede, pode-se considerar que o limite de cada plano atômico é constituído pela 
superfície externa do material. Cada deslocamento de uma distância interatômica entre 
dois planos subsequentes, necessário para a continuidade da deformação, exigirá o 
"rompimento" de todas as ligações atômicas entre os átomos dos dois planos, 
F 
F 
 
 
Figura 3.1 – Aspectos microscópicos de deformação. 
20 
envolvendo, portanto energias muito altas (ver figura 3.2). Na prática, no entanto, as 
energias necessárias para deformar um material são bem menores que as calculadas 
considerando um cristal perfeito. Isto ocorre devido a defeitos cristalinos denominados 
discordâncias, que facilitam o deslizamento dos planos atômicos. A forma mais simples 
de discondância é a discordância em cunha caracterizada por um plano extra incompleto 
de átomos inserido na rede. Aplicando-se uma tensão no cristal esse plano extra pode 
mover-se sobre um plano de deslizamento, deslocando parte do plano completo 
adjacente. A energia para tal movimento deve permitir o "rompimento" das ligações 
atômicas de uma quantidade de átomos correspondentes à aresta do plano extra, sendo, 
portanto, bem menor que a necessária para romper as ligações entre todos os átomos de 
dois planos compactos subseqüentes. Como deslocamentos sucessivos de uma 
discordância até o limite externo do cristal formam um degrau semelhante ao obtido com 
o deslizamento entre dois planos compactos (mostrado na figura 3.2), pode-se concluir 
que a deformação é facilitada pela existência das discordâncias. 
 
A figura 3.3 mostra uma seqüência de deslocamentos de uma discordância, que 
leva a uma deformação equivalente a uma distância interatômica. Como a densidade de 
discordâncias por cm2 em um material metálico no seu estado normal varia em torno de 
 
1 
1 2 
2 3 
3 4 
4 5 
5 6 
6 
7 
7 
 
 
2 
2 
1 
1 
3 
3 
4 
4 
5 
5 
6 
6 
7 
7 
 
 
(a) 
(b) 
Figura 3.2 – Deslocamento relativo de dois planos atômicos durante a deformação. 
21 
106 e 108, pode-se perceber a importância e a influência das discordâncias no processo 
dedeformação plástica. 
 
 Foi considerado até agora o caso de um material monocristalino mas em geral os 
materiais metálicos utilizados em engenharia são policristalinos, ou seja, têm sua 
microestrutura formada por uma quantidade grande de grãos cristalinos. Nesse caso o 
deslocamento das discordâncias ocorrerá dentro desses grãos cristalinos. Como a 
deformação plástica, na prática, é baseada no movimento das discordâncias sobre os 
planos de deslizamento, pode-se concluir que qualquer coisa que dificulte o movimento 
das discordâncias dificulta a deformação, aumentando, conseqüentemente, a resistência 
mecânica do material. Nos contornos de grão há uma interrupção dos planos de 
deslizamento, não havendo o "casamento" entre planos atômicos pertencentes a diferentes 
grãos cristalinos adjacentes. Assim pode-se considerar que o contorno de grão é um 
obstáculo evidente ao deslocamento das discordâncias e que durante a deformação 
plástica haverá um acúmulo de discordâncias nos contornos de grão, aumentando a 
resistência do material, na medida que a continuidade dos deslocamentos é prejudicada 
(ver figura 3.4). 
 
 
Figura 3.3 – Exemplo de deslocamento d e discordância em cunha. 
 
(c) (b) 
 
 
 
x 1 
 
x 2 
 
P 2 
 
P 1 
 
 
 
 
(a) 
x 1 
 
x 2 
 
P 1 
 
P 2 
 
22 
 
Além disso deve ser considerado que há um aumento na densidade de 
discordâncias durante a deformação, podendo chegar a algo em torno de 1012 por cm2, e 
que devido ao cruzamento de planos de deslizamento em certas estruturas cristalinas pode 
ser formada uma estrutura "emaranhada" de discordâncias nos contornos de grão, 
agravando ainda mais o problema (ver figura 3.5). 
 
 
 
       
plano de 
deslizamento 
plano de 
deslizamento 
contornos 
de grão 
Figura 3.4 – Acúmulo de discordâncias no contorno de grão. 
 
emaranhado de 
discordâncias 
contornos de 
grãos 
Figura 3.5 – Estrutura emaranhada de discordâncias nos contornos de grãos. 
23 
Além dos contornos de grão outros fatores podem dificultar o movimento das 
discordâncias, como, por exemplo, a existência de precipitados de uma segunda fase ou 
de impurezas dispersas na estrutura cristalina, contribuindo também para o aumento da 
resistência. Deve ser notado, ainda, que os grãos cristalinos sofrem distorções durante a 
deformação plástica tornando a microestrutura ainda mais irregular (ver exemplo na 
figura 3.6). 
 O aumento da resistência mecânica por deformação plástica é denominado 
encruamento. O material encruado encontra-se em um estado metaestável, já que a sua 
energia interna é maior que a energia que caracteriza o estado de equilíbrio 
termodinâmico, podendo ser usado nessas condições dentro de certos limites. De um 
modo geral o limite de escoamento e a dureza aumentam com o grau de encruamento e o 
alongamento diminui (ver figura 3.7). 
 
 
Figura 3.6 – Deformação dos grãos durante o processo de laminação. 
 
24 
 
 Na figura 3.8 é mostrado, esquematicamente, um exemplo de aumento do limite 
de escoamento devido ao encruamento. O material recozido, ou seja, no seu estado 
normal, apresenta um limite de escoamento inicial e e ao ser descarregado após sofrer 
deformação plástica passa a apresentar um novo limite de escoamento ’ maior que e. 
Além da resistência mecânica, a resistência elétrica também pode ser alterada com o 
encruamento. 
 
O efeito do encruamento pode ser benéfico na medida em que pode ser usado para 
aumentar a resistência mecânica de um material metálico. Pode, no entanto, ser 
prejudicial em processos de fabricação que envolvam deformações sucessivas, como é o 
caso, por exemplo, da trefilação, em que um fio com um certo diâmetro é obtido pela 
passagem do material, inicialmente com um diâmetro bem maior, através de fieiras 
sucessivas com diâmetros decrescentes. Nesse caso o encruamento aumenta a fragilidade 
do material a cada nova deformação e pode haver necessidade de se realizar tratamentos 
térmicos intermediários para restaurar as propriedades originais do material permitindo a 
continuidade das deformações. 
 
Grau de encruamento 
Re
sis
tên
cia
 m
ec
ân
ica
 
Al
on
ga
me
nto
 
Du
rez
a 
Alongamento 
Dureza 
Resistência 
mecânica 
Figura 3.7 - Variação das propriedades mecânicas com o grau de encruamento. 
25 
 
3.3 Recuperação de materiais encruados 
 
 A recuperação do material encruado está relacionada com a eliminação parcial 
dos efeitos da deformação plástica na sua microestrutura. A recuperação, em geral, ocorre 
a temperaturas não muito altas. 
 
 Durante a recuperação pode haver alguma diminuição dos defeitos cristalinos, 
como discordâncias e vazios, que tiveram sua densidade aumentada durante a 
deformação, e alguma ordenação no arranjo "emaranhado" das discordâncias nos 
contornos de grão (ver figura 3.9). Mas a densidade de discordâncias, em geral, 
permanece acima do normal e as mesmas continuam concentradas nos contornos de grão. 
A estrutura permanece irregular, com os grãos cristalinos deformados. A energia interna, 
portanto, permanece alta e o material encontra-se ainda em um estado de equilíbrio 
metaestável. 
 
 Do ponto de vista das propriedades pode-se dizer que a resistência elétrica é a 
mais afetada durante a recuperação podendo voltar ao valor normal, mas as propriedades 
mecânicas, em geral, são pouco alteradas. No entanto para o caso específico de um 
monocristal pouco deformado, pode haver, excepcionalmente, a restauração da estrutura 
 
Figura 3.8 - Influência do encruamento no limite de escoamento. 
  

 
 
’ 
e 
r 
’ 
26 
e das propriedades originais já durante a recuperação. Na prática, se o material vai ser 
utilizado no estado encruado, a recuperação propicia um alívio de tensões internas. 
 
 Fazendo uma análise simplificada pode-se considerar, do ponto de vista 
microscópico, que nas regiões de alta densidade de discordâncias, sobre planos de 
deslizamento que, em função da deformação plástica, sofreram flexão (ver figura 3.10), 
durante a recuperação ocorre um alinhamento das discordâncias formando contornos de 
grão de pequeno ângulo e dando origem a subgrãos microscópicos conforme pode ser 
visto esquematicamente na figura 3.10. Esse processo de ordenação é denominado 
poligonização e os contornos de pequeno ângulo são também denominados paredes 
poligonais. Os subgrãos podem ser considerados grãos microscópicos com estrutura 
isenta dos efeitos da deformação. 
 
Figura 3.9 - Ordenação das discordâncias no contorno de grão após a recuperação. 
discordâncias 
ordenadas 
contornos de 
grãos 
27 
 
3.4 Recristalização de materiais encruados 
 
 A recristalização é um processo que permite a eliminação completa dos efeitos da 
deformação plástica na estrutura e nas propriedades do material metálico através da 
nucleação e crescimento de grãos cristalinos não deformados no interior da estrutura 
deformada até a completa substituição desta. 
 
 Durante a recristalização há a eliminação do excesso de defeitos cristalinos, a 
redistribuição das discordâncias acumuladas nos contornos de grão durante a deformação, 
a substituição da estrutura irregular por uma estrutura regular e, portanto, a diminuição da 
energia interna. 
 
 A recristalização é, então, um processo que envolve a nucleação e crescimento de 
grãos cristalinos não deformados, o que, como foi visto no capítulo anterior, exige 
energia de ativação e, portanto, ocorre a temperaturas mais altas que a recuperação. 
 
 Pode-seconsiderar que a energia de ativação necessária para a recristalização 
(GR
*) é dada pela equação 2.12, ou seja: 
 
 
   
 
  
 
 
 
 
 
 
 
 
 
(a) 
subgrãos 
(b) 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
  
 
paredes 
poligonais 
Figura 3.10– Formação de subgrãos durante a recuperação. 
28 
 
onde sl é a 
energia de 
superfície associada ao contorno do grão recristalizado e Gv é a diferença de energia de 
volume entre o material recristalizado e o material deformado. Como o termo Gv é 
tanto maior quanto maior for o grau de deformação conclui-se que quanto maior o grau 
de deformação menor a energia de ativação e, portanto, mais fácil a recristalização. 
Assim existe um grau de deformação mínimo, que depende do material, abaixo do qual a 
recristalização pode tornar-se inviável por exigir temperaturas muito altas ou tempos 
excessivamente longos. Já com um grau de deformação alto pode-se realizar a 
recristalização a uma temperatura que possibilite uma alta velocidade de nucleação e uma 
baixa velocidade de crescimento, dando origem a uma estrutura de grãos refinados, o que 
é mais conveniente do ponto de vista das propriedades mecânicas. 
 
 A nucleação dos grãos recristalizados ocorre quando embriões, originados dos 
subgrãos, limitados por contornos de pequeno ângulo, crescem, através do movimento 
das discordâncias que constituem as paredes poligonais, formando contornos com 
maiores ângulos, atingindo um raio maior que o raio crítico. Os núcleos assim formados 
estão, então, em condição de crescer substituindo gradativamente a estrutura deformada. 
Uma observação que deve ser feita com relação aos embriões que se formam com raio 
menor que o raio crítico é que os mesmos não podem desaparecer, como no caso da 
solidificação, já que é impossível recriar a estrutura deformada que foi substituída pelo 
embrião. Assim esse embrião permanece inalterado até que flutuações nas condições 
termodinâmicas locais permitam o seu crescimento ou a sua incorporação, através de 
deslocamentos de paredes poligonais, por grãos adjacentes em crescimento. 
 
 O processo de nucleação é um processo lento e pode-se definir como tempo de 
incubação o tempo necessário para que a nucleação torne-se efetiva permitindo o 
crescimento dos grãos recristalizados. Após o tempo de incubação o processo de 
recristalização é acelerado até próximo do final do mesmo, quando a interferência entre 
os grãos recristalizados provoca uma desaceleração. A figura 3.11 mostra, através da 
variação da fração recristalizada com o tempo, as diferentes etapas do processo. 
 
 


G
G
R
sl
v
*
( cos cos )
( )
    
 

2 3
4
3
3
3
2
 
  
29 
 
 O processo de recristalização é ativado termicamente e, portanto, o tempo 
necessário para o mesmo depende não só das características do material e do grau de 
deformação, mas também da temperatura na qual é realizado, como pode ser observado 
na figura 3.12. Define-se então como temperatura de recristalização para um determinado 
material, aquela na qual o processo completa-se em uma hora. 
 
 
velocidade 
baixa 
velocidade 
baixa 
velocidade 
alta 
(tempo de 
incubação) 
%
 R
ec
ris
ta
liz
ad
a 
 
 
Tempo (escala logarítmica)  
Figura 3.11 - Relação entre o percentual de recristalização e o tempo de tratamento. 
 
Figura 3.12 - Influência da temperatura no tempo de recristalização. 
%
 R
ec
ris
ta
liz
ad
a 
 
 
Tempo (escala logarítmica)  
T1 T2 T3 T4 
T1>T2>T3>T4 
30 
Na tabela 3.1 são apresentados valores aproximados de temperaturas de 
recristalização para alguns materiais metálicos considerando um determinado grau de 
deformação. 
 
Tabela 3.1 - Valores aproximados de temperaturas de recristalização para alguns 
materiais metálicos. 
Material Pureza 
Temperatura de Recristalização 
(C) 
Chumbo comercial -4 
Estanho comercial -4 
Zinco comercial 10 
Alumínio alta pureza 80 
Alumínio comercial 280 
Cobre alta pureza 120 
Cobre comercial 200 
Cobre-2% Berílio comercial 250 
Ferro comercial 450 
Aço (baixo teor de carbono) comercial 550 
 
 Como pode ser observado na tabela, comparando valores relativos a metais com 
alta pureza com os relativos metais com pureza comercial (maior teor de impurezas) e 
ligas metálicas, as impurezas e os elementos de liga aumentam a temperatura de 
recristalização. A principal razão para isso é que os precipitados, de impurezas ou 
elementos de liga, dispersos na estrutura dificultam o deslocamento das discordâncias que 
formam as paredes poligonais retardando a nucleação. 
 
 Em função da temperatura de recristalização pode-se definir como deformação a 
frio aquela que é realizada a uma temperatura inferior à temperatura de recristalização e 
como deformação a quente aquela realizada a uma temperatura superior à temperatura de 
recristalização. 
 
 No caso do material ser deformado a frio ele manterá na estrutura os efeitos 
 da deformação apresentando um certo grau de encruamento. Por outro lado, se for 
deformado a quente a recristalização iniciar-se-á já durante a deformação e o material não 
31 
apresentará encruamento após o processo. Esse tipo de recristalização é denominado 
recristalização dinâmica. 
 
 Os materiais que têm sua resistência mecânica aumentada por encruamento 
apresentam uma estrutura metaestável e podem ser utilizados nessa condição, desde que a 
temperatura de serviço não seja alta o suficiente para desencadear o processo de 
nucleação de grãos recristalizados. 
 
 Se o material depois de completado o processo de recristalização for mantido à 
temperatura de recristalização há uma tendência de crescimento dos grãos recristalizados, 
através do aumento dos maiores e desaparecimento dos menores. Esse crescimento 
ocorre para diminuir a energia de superfície associada aos contornos de grão, já que 
muitos grãos pequenos ocupando um determinado volume vão apresentar uma área 
superficial maior que poucos grãos maiores ocupando o mesmo volume. Assim o 
processo deve ser interrompido, resfriando-se o material, tão logo a estrutura deformada 
tenha sido totalmente substituída por grãos recristalizados, já que os grãos grandes são 
inconvenientes do ponto de vista de propriedades mecânicas. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
32 
 
Capítulo 4 
 
TRATAMENTO TÉRMICO DE 
SOLUBILIZAÇÃO E 
PRECIPITAÇÃO 
______________________________________________________ 
 
 
4.1 Introdução 
 
 Uma liga metálica para a qual há solubilidade parcial do soluto na rede cristalina 
do solvente e esta aumenta com a temperatura, pode apresentar, quando em temperaturas 
relativamente altas, uma única fase caracterizada por uma solução de todos os átomos do 
soluto na rede cristalina do solvente. Mas, durante o resfriamento, para um determinado 
valor de temperatura, que depende da composição, o limite de solubilidade é alcançado, 
fazendo com que uma única fase sólida não seja mais estável e haja, como conseqüência, 
a precipitação de uma segunda fase. A segunda fase pode ser constituída por uma solução 
sólida de átomos do solvente na rede cristalina do soluto, como, por exemplo, no caso do 
sistema chumbo-estanho, ou por um composto intermetálico, como é o caso do sistema 
alumínio-cobre. 
 
 Na figura 4.1 é mostrado um diagrama de fases esquemático de um sistema 
composto pelos elementos A e B em que há solubilidade parcial dos átomos do soluto na 
rede cristalinado solvente. Se uma liga com composição x1 é resfriada, a partir do estado 
líquido (TTL), em condições de equilíbrio termodinâmico, ou seja, com velocidade de 
resfriamento extremamente lenta, quando é atingida a temperatura TL inicia-se a 
solidificação com o aparecimento da fase sólida , caracterizada por uma solução sólida 
de átomos de B na rede cristalina de A. Entre TL e TS a transformação do líquido em 
sólido continua. Em TS a transformação termina e tem-se uma estrutura monofásica 
composta apenas por grãos da fase , que persiste até a temperatura T1. A temperatura T1 
representa o limite de solubilidade de átomos de B na rede cristalina de A para uma liga 
com composição x
1
 no estado sólido. Continuando o resfriamento a partir desta 
33 
temperatura inicia-se a precipitação da fase  (nesse caso uma solução sólida de átomos 
de A na rede cristalina de B). Como a nucleação da fase  necessita de energia de 
ativação, essa fase forma-se preferencialmente nos contornos de grão da fase , que são 
regiões de energia mais alta contribuindo para que se alcance a energia de ativação mais 
facilmente. O fato da nucleação ocorrer a temperaturas elevadas, durante a transformação 
em equilíbrio, facilita o movimento dos átomos de B, por difusão atômica, para os 
contornos de grão de  permitindo a formação de precipitados grosseiros da fase  
preponderantemente nesses contornos. A estrutura resultante é mostrada 
esquematicamente na figura 4.1. A liga apresentará, então, à temperatura ambiente, uma 
estrutura bifásica formada pelas fases  e . 
 
Uma estrutura formada por precipitados grosseiros da fase  nos contornos de 
grão da fase  não leva, no entanto, às melhores propriedades que a liga pode apresentar. 
Uma melhoria sensível nas propriedades mecânicas será obtida se for possível redistribuir 
a fase  na forma de partículas finas no interior dos grãos de  através de uma 
transformação de fase no estado sólido. Este é, então, o objetivo do tratamento térmico de 
solubilização e precipitação. 
 
Figura 4.1 – Representação esquemática do diagrama de fases composto pelos 
elementos A e B. 
x1 xE A B 
TfA 
TfB 
TE 
TL 
 
 
+ 
L+ +L 
L 
Fração de B  
T
em
pe
ra
tu
ra
 
 
linha solidus 
linha liquidus 
ponto eutético TS 
T1 linha solvus 
 
 
 
L 
 
 
 
 
X2 
34 
 
 
4.2 Endurecimento por precipitação 
 
 Para se obter uma nova distribuição da segunda fase ou fase , o primeiro passo é 
dissolver novamente os átomos de B que a compõem na rede cristalina de A, obtendo-se 
novamente uma estrutura monofásica constituída por grãos da fase . Para tanto, no caso 
da liga x1 considerada, como a solubilidade de B em A aumenta com a temperatura, basta 
elevar a temperatura até um valor acima de T1, dentro da região de estabilidade da fase  
(ponto 1 da figura 4.2), e manter o tempo suficiente para que haja a solubilidade completa 
dos átomos de B na rede de A. Essa etapa do processo é denominada de solubilização. A 
partir da liga solubilizada pode-se, então, provocar uma precipitação controlada da fase , 
fora do equilíbrio termodinâmico, evitando a sua formação nos contornos de grão de  e 
fazendo com que ela se forme distribuída no interior desses grãos. 
 
 
 Para que ocorra novamente a precipitação da fase  são necessários movimentos 
atômicos por difusão que levem os átomos de B para fora da rede cristalina de A para 
formar aglomerados que dêem origem a essa fase. Como os movimentos atômicos por 
difusão são tanto mais intensos quanto mais alta for a temperatura, se o material com 
estrutura monofásica for resfriado rapidamente até a temperatura ambiente pode não 
haver tempo suficiente para a difusão de B para fora da rede de A e para o seu 
movimento em direção aos contornos de grão. Como à temperatura ambiente os 
movimentos de difusão no estado sólido são, em geral, desprezíveis, obtém-se dessa 
 
  
 
 
 
 
 
 
 
 
 
estado 
inicial 
solubilizado 
 
 
 
’ 
envelhecido superenvelhecido 
Figura 4.2 - Representação do tratamento de solubilização e precipitação. 
 
1
+
 
2+ 
3+ 
+ 
 
Te
mp
era
tur
a 
(1) e (3) (2) (2) 
35 
forma uma fase  supersaturada, ou seja, com um teor de B acima do limite de 
solubilidade (ponto 3 da figura 4.2). 
 
 A fase  supersaturada à temperatura ambiente apresenta um equilíbrio 
metaestável havendo, portanto, uma tendência de precipitar a fase , através de um 
processo de nucleação e crescimento, para se atingir um equilíbrio estável. A 
transformação de um estado metaestável para um estado estável exige, no entanto, 
energia de ativação, que pode ser conseguida aumentando a temperatura do material. 
Pode-se escolher, então, uma temperatura entre a temperatura ambiente e a temperatura 
correspondente ao limite de solubilidade (T1) em que a velocidade de nucleação seja alta, 
a velocidade de crescimento seja baixa e os movimentos de difusão de curto alcance 
(ponto 2 da figura 4.2). Mantendo-se o material nessa temperatura por um tempo 
suficiente ocorre a precipitação de partículas finas da fase  distribuídas no interior dos 
grãos da fase  (ver figura 4.2), o que leva a uma melhoria nas propriedades mecânicas 
do material. Essa etapa do processo é denominada precipitação ou envelhecimento. O 
processo de precipitação exige, em geral, intervalos de tempo relativamente longos e 
pode ocorrer através de uma série de etapas sucessivas até se chegar a uma partícula 
estável ou ainda metaestável, com uma determinada estrutura cristalina. Inicialmente há 
uma tendência de se formarem regiões ricas em soluto no interior da rede do solvente, 
que constitui a matriz. Essas regiões passam a crescer tendendo a formar precipitados 
intermediários seqüenciais, com rede cristalina gradativamente distinguindo-se da rede da 
matriz, que podem ser coerentes (integrados) com a rede do solvente ou semi-coerentes 
(parcialmente integrados) com a rede do solvente. Finalmente, depois de algum tempo, 
formam-se, a partir desses precipitados metaestáveis intermediários, os precipitados da 
fase de equilíbrio, em geral incoerentes com a rede do solvente (ver representações 
esquemáticas de situações de coerência, semicoerência e incoerência na 4.3). Em geral a 
melhor resistência mecânica é obtida com um precipitado metaestável intermediário. 
 
36 
 
 Uma vez atingido um tamanho ótimo associado a uma distribuição adequada 
deve-se interromper o processo, resfriando novamente o material, para evitar a 
continuidade do crescimento do precipitado resultando em partículas grosseiras com 
conseqüente redução da resistência mecânica obtida através do envelhecimento. Essa 
etapa indesejável do processo é denominada super-envelhecimento e é baseada na 
coalescência de partículas de precipitado o que leva a uma diminuição da energia de 
superfície associada à separação entre a fase , que constitui a matriz, e as partículas da 
fase  (ver figura 4.2). 
 Do exposto anteriormente pode-se concluir que duas condições devem ser 
satisfeitas para que uma liga possa ser tratada por solubilização e precipitação, ou seja: 
 
 o limite de solubilidade de B na rede cristalina de A deve aumentar com a 
temperatura, e 
 
 deve haver uma temperatura, correspondente ao limite de solubilidade, acima 
da qual a mistura de duas fases que existe à temperatura ambiente se 
transforme em uma fase única através da solução dos átomos de B na rede 
cristalina de A. 
 
Dessa forma, no diagrama de fases da figura 4.1, somente as ligas de A com 
teores de B menores que x2 podemser tratadas. 
 
 Uma última observação deve ser feita quanto a sistemas em que haja uma 
transformação eutética, como é o caso da figura 4.1. Nesse caso, como os processos de 
fundição ocorrem fora do equilíbrio termodinâmico, em geral existem regiões localizadas 
com composição eutética que se fundem quando o material atinge a temperatura 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
(a) (b) (c) (d) 
. 
 Figura 4.3 – Representação esquemática de precipitados coerentes (a) e (b); semicoerentes (c) e 
incoerentes (d). 
37 
correspondente à transformação eutética. Assim a etapa de solubilização deve ser 
realizada em temperaturas abaixo da temperatura eutética para evitar danos irreversíveis 
que provocariam a inutilização da peça tratada. 
 
 
4.3 Mecanismos de endurecimento 
 
 Como foi visto anteriormente a precipitação da segunda fase em condições 
controladas, que levem a uma distribuição de precipitados finos no interior dos grãos da 
primeira fase, provocam uma melhoria nas propriedades mecânicas da liga. A resistência 
mecânica e a dureza da liga aumentam com essa redistribuição da segunda fase em 
relação à liga no seu estado normal com a segunda fase precipitando na forma de 
partículas grosseiras nos contornos de grão. No capítulo anterior foi citado que a 
resistência mecânica e a dureza do material dependem da maior ou menor facilidade de 
movimentação das discordâncias na estrutura. Assim quando a segunda fase concentra-se 
em partículas grosseiras nos contornos de grão da primeira fase, as discordâncias podem 
mover-se mais facilmente no interior do grão. Por outro lado quando a segunda fase 
distribui-se na forma de pequenas partículas no interior dos grãos, essas partículas 
provocam tensões internas na rede e constituem-se em obstáculos ao movimento das 
discordâncias, que devem se encurvar para passar por elas, aumentando, 
conseqüentemente, a dureza e a resistência mecânica (limites de escoamento e de 
resistência). Além disso a passagem das discordâncias pelas partículas acaba gerando 
novas discordâncias na forma de anéis em torno dessas partículas que aumentam ainda 
mais a resistência (ver figura 4.4). 
 
38 
 
 Como o efeito das partículas da segunda fase é dificultar o movimento das 
discordâncias podem ser considerados três casos em função das dimensões e distribuição 
dessas partículas. Se as partículas forem muito pequenas e espaçadas (pouco tempo de 
precipitação), as discordâncias podem passar através das mesmas deformando-as e o 
aumento de resistência não é, em geral, muito alto. Se, por outro lado, as partículas forem 
grosseiras e bem espaçadas, como resultado do superaquecimento, os obstáculos são 
pouco e distanciados diminuindo a resistência. Finalmente, se as partículas apresentarem 
dimensões que assegurem uma resistência à passagem das discordâncias e uma 
proximidade entre as mesmas a resistência mecânica da liga será sensivelmente 
aumentada, já que maiores tensões deverão ser aplicadas para mover as discordâncias 
entre elas. A resistência alcançada em função das dimensões das partículas depende, 
portanto, da quantidade de elementos de liga e da temperatura de precipitação. 
 
 No que diz respeito aos elementos de liga, quanto maior o seu teor maior a 
resistência mecânica que pode ser alcançada, uma vez que uma maior quantidade de 
precipitado pode ser obtida. O teor de elementos de liga máximo é condicionado ao limite 
de solubilidade dos seus átomos na rede cristalina do elemento de base da liga. 
 
 A figura 4.5 apresenta a influência da temperatura de precipitação na variação da 
dureza do material. No que diz respeito à temperatura de precipitação, para temperaturas 
muito baixas o movimento dos átomos por difusão é dificultado e as velocidades de 
nucleação e crescimento são baixas. O processo de precipitação é, então, muito lento, 
impedindo que surjam muitas partículas do precipitado apresentando um tamanho 
 
 
1 2 1 2 1 2 1 2 
   
t1 t2 t3 t4 
Figura 4.4 – Deslocamento de duas discordâncias (1 e 2) através de precipitados 
em diferentes instantes (t1 a t4). 
39 
conveniente em um tempo de tratamento viável e portanto o aumento de resistência 
mecânica é menor (ver temperatura T1 na figura 4.5). Se a temperatura for muito alta e a 
velocidade de nucleação é baixa levando à formação de poucas partículas grosseiras em 
um tempo relativamente curto, o que também não provoca aumento sensível de 
resistência mecânica (ver temperatura T3 na figura 4.5). Assim devem ser escolhidos 
valores médios de temperatura em que a difusão e as velocidades de nucleação e 
crescimento levem a dimensões e dispersão ótima dos precipitados em tempos 
economicamente viáveis (ver temperatura T2 na figura 4.5). A temperatura conveniente 
para a precipitação depende da liga a ser tratada. 
 
 
4.4 Envelhecimento de ligas de alumínio 
 
 
 Muitas ligas de alumínio contendo diferentes elementos podem ser tratadas por 
solubilização e precipitação, mas as mais estudadas são as ligas de alumínio-cobre. Na 
figura 4.6 é apresentado o diagrama de fases das ligas alumínio-cobre. Como pode ser 
observado no diagrama as ligas alumínio-cobre que podem ser tratadas são aquelas que 
contêm um teor de cobre abaixo de 5,65%. 
 
 
T1 
T2 
T3 
T1 < T2 <T3 
Tempo  
D
ur
ez
a 
 
 
Figura 4.5 – Influência da temperatura de precipitação no aumento da dureza. 
40 
 
 Como foi citado anteriormente a precipitação pode ocorrer através de sucessivas 
etapas, que levam a uma série de precipitados intermediários metaestáveis coerentes ou 
semicoerentes com a estrutura cristalina da matriz, até ser constituído o precipitado da 
fase estável totalmente incoerente. A ocorrência dessas etapas depende da composição 
da liga e da temperatura de precipitação. No caso das ligas alumínio-cobre são os 
seguintes os precipitados que podem ocorrer seqüencialmente: 
 
 Inicialmente são formados precipitados constituídos de placas finas de cobre, 
com a extensão de alguns poucos átomos, totalmente coerentes com a matriz de 
alumínio e que só podem ser detectadas através do uso de técnicas de raio X. 
Esses precipitados são denominados zonas de Guinier-Preston ou GP[1] e 
provocam o início do endurecimento da liga. 
 
 
 
 
 
 
1 
 
1 
2 
2 
1 
2 
1 
1 
2 
 + L 
 +  
 L +  
33 5,65 52,5 
548C 
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 
660C 
 300 
 400 
 500 
 600 
 700 
 800 
 900 
1000 
1100 
1085C 
T
em
p
er
at
u
ra
 
C
 
Porcentagem em peso de Cu 
Figura 4.6 – Diagrama de fases alumínio – cobre (Al-Cu). (Adaptado do ASM 
Handbook, vol. 3, Alloy Phase Diagrams, Hugh Baker (Editor) 
ASM International, 1992). 
 
41 
 A partir desses primeiros precipitados são formados os precipitados " ou 
GP[2], já contendo átomos de cobre e alumínio, que apresentam uma estrutura 
cristalina já definida, e são semicoerentes com a matriz, ou seja, mantêm 
coerência com a estrutura cristalina da matriz em alguns planos cristalográficos 
mas são incoerentes em outros planos. Essa situação provoca distorções na 
rede da matriz e, consequentemente, tensões internas que aumentam a 
resistência mecânica. 
 
 A partir dos precipitados " são formados os precipitados ' com estrutura 
cristalina tetragonal semelhante aos precipitados de equilíbrio mas com 
parâmetros de rede diferentes tendendo a ser incoerentes com a matriz de 
alumínio. Em relação ao precipitado " da etapa anterior esses precipitados 
começam a provocar o início da diminuição daresistência mecânica alcançada, 
mas em relação ao precipitado de equilíbrio conferem uma resistência 
mecânica alta. 
 
 Finalmente há a formação do precipitado de equilíbrio (estável)  ou CuAl2 
com estrutura tetragonal, totalmente incoerente com a matriz de alumínio, que 
tende a formar precipitados grosseiros que levam ao superenvelhecimento. 
 
 O processo de precipitação deve, então, ser interrompido quando há coexistência 
entre " e ' (metaestáveis) para se obter melhores aumentos na resistência mecânica da 
liga. 
 
 A ocorrência de todos ou de apenas alguns desses precipitados depende da 
composição da liga e da temperatura de tratamento. Na figura 4.7 podem ser observadas 
as variações de dureza em função dos precipitados metaestáveis para ligas de alumínio 
com diferentes teores de cobre, envelhecidas em duas diferentes temperaturas. Pode ser 
observado que as ligas com maiores teores de cobre envelhecidas na menor temperatura 
apresentam maiores durezas. 
 
 Na prática as ligas de alumínio para serem utilizadas endurecidas por 
envelhecimento em geral são mais complexas, apresentando, além do cobre, muitos 
outros elementos de liga. Assim, não são disponíveis diagramas de fase e os dados para o 
tratamento devem ser obtidos em tabelas práticas para cada composição. O volume 2 do 
"METALS HANDBOOK" publicado pela "American Society for Metals" apresenta 
42 
algumas dessas tabelas e informações práticas sobre as condições de tratamento de 
envelhecimento para diferentes ligas metálicas. 
Na tabela 4.1 são apresentados exemplos de condições de tratamento para 
algumas ligas de alumínio. Para cada liga podem ser obtidas as temperaturas de 
solubilização e precipitação e o tempo de precipitação. 
 
Tabela 4.1 – Condições de tratamento de solubilização e precipitação para algumas ligas 
de alumínio. 
Liga Temperatura de 
solubilização (c) 
Temperatura de 
precipitação (C) 
Tempo de precipitação 
(horas) 
2014 * 500 170 10 
2020 * 515 160 8 
6053 * 525 175 8 
(*) Composição das ligas (porcentagem em peso) 
 2040: 0,5-1,2 Si; 1,0 Fe; 3,9-5,0 Cu; 0,4-1,2 Mn; 0,2-0,8 Mg; 0,1 Cr; 0,25 Zn; 0,15 Ti 
 2020: 0,4 Si; 0,4 Fe; 4,0-5,0 Cu; 0,3-0,8 Mn; 0,03 Mg; 0,25 Zn; 0,1 Ti 
 6053: 0,35 Fe; 0,1 Cu; 1,1-1,4 Mg; 0,15-0,35 Cr; 0,1 Zn 
 
 
43 
 
4.5 Outras ligas que podem ser endurecidas por envelhecimento 
 
 Algumas ligas de cobre também podem ser tratadas por solubilização e 
precipitação, como por exemplo as citadas a seguir: 
 
 Ligas de cobre contendo berílio e outros elementos de liga. 
 
 Ligas de cobre contendo alumínio e outros elementos de liga (principalmente o 
ferro e o níquel), normalmente denominadas bronzes de alumínio. 
 
 Ligas de cobre contendo níquel e silício. Algumas ligas de cobre contendo de 
1,6 a 2.2% de níquel e 0,45 a 0,75% de Si podem ser solubilizadas em 
temperaturas entre 750 e 800°C e envelhecidas em temperaturas em torno de 
450°C. 
 
Figura 4.7 – Variação da dureza de ligas de alumínio com diferentes teores de 
cobre, envelhecidas em duas temperaturas diferentes. 
44 
 
 Ligas de magnésio contendo alumínio e zinco. 
 
 Ligas de níquel contendo magnésio, silício e titânio. 
 
 Ligas de titânio contendo alumínio e vanádio, etc. 
 
 Para todas as ligas que contêm mais de dois elementos as condições de tratamento 
só podem se conseguidas através de tabelas, quando são ligas já conhecidas e aplicadas 
na prática ou através de experiência quando se tratar de novas ligas. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
45 
Capítulo 5 
 
SISTEMA 
FERRO-CARBONO 
_________________________________________________________ 
 
 
5.1 Introdução 
 
 Apesar dos aços serem usados desde a idade média, na fabricação de armas e 
outros utensílios, os processos tecnológicos que permitiram a confiabilidade e 
reprodutibilidade na sua fabricação começaram a ser desenvolvidos na segunda metade 
do século XIX. Desde então esses processos de fabricação têm sido aperfeiçoados e as 
características estruturais e propriedades dos aços intensivamente estudadas. 
 
 Os aços são constituídos basicamente de ferro e carbono podendo, conter outros 
elementos de ligas, e podem ser considerados, ainda hoje, os materiais metálicos mais 
utilizados tecnologicamente pelas seguintes razões: 
 
 O ferro é um dos elementos mais abundantes na natureza, onde é encontrado, 
em geral, na forma de óxidos, sendo os processos de redução 
tecnologicamente dominados e relativamente baratos. 
 
 Uma série de elementos pode ser adicionada ao ferro, além do carbono, 
permitindo a constituição de inúmeras ligas com diferentes características e 
propriedades específicas. 
 
 Os aços podem ser submetidos a transformações de fases no estado sólido, 
através de tratamentos térmicos, ou seja, de operações de aquecimento e 
resfriamento controladas, permitindo a obtenção de estruturas metaestáveis 
com propriedades sensivelmente diferentes das estruturas 
termodinamicamente mais estáveis. 
 
46 
 O processo de fabricação dos aços envolve a redução do minério de ferro, para 
eliminação de outros elementos em geral encontrados nesse minério, como silício, 
manganês, fósforo e enxofre, e controle do teor de carbono. Os processos de obtenção 
dos aços não serão tratados neste texto que se restringirá à análise das transformações de 
fases no estado sólido, envolvidas nos processos de tratamentos térmicos. 
 
 Os metais têm a tendência de apresentar-se, no estado sólido, com uma estrutura 
cristalina, ou seja, com os seus átomos dispostos segundo um arranjo bem definido 
seguindo uma das células cristalinas de Bravais. Esse arranjo apresenta uma direção de 
crescimento definida em uma região denominada grão cristalino. No entanto, muitos 
grãos são nucleados e crescem simultaneamente podendo apresentar diferentes direções 
de crescimento. Como não é possível uma continuidade entre grãos que crescem em 
diferentes direções, fronteiras, denominadas contornos de grãos, são formadas quando 
grãos em crescimento encontram-se uns com os outros, o que faz com que os metais no 
estado sólido apresentem-se, em condições normais, como policristalinos, ou seja, com 
sua estrutura formada por uma série desses grãos cristalinos que cresceram em diferentes 
direções. 
 
 No caso particular do ferro, na temperatura ambiente, os grãos cristalinos 
apresentam uma estrutura cúbica de corpo centrado. O ferro, no entanto, apresenta uma 
característica específica, ele pode ter sua estrutura cristalina modificada, no estado sólido, 
quando submetido a alterações de temperatura. Esse tipo de transformação é denominado 
de transformação alotrópica. Assim, dependendo da temperatura, o ferro puro pode 
apresentar as seguintes estruturas cristalinas: 
 
 Até a temperatura de 910°C o ferro apresenta uma estrutura cúbica de corpo 
centrado (ccc). 
 
 Ao atingir 910°C o ferro sofre a primeira transformação alotrópica e passa a 
apresentar uma estrutura cúbica de face centrada (cfc). Essa estrutura 
mantém-se estável entre 910°C e 1400°C. 
 
 Ao atingir 1400°C o ferro sofre uma segunda transformação alotrópica e 
passa a apresentar novamente uma estrutura cúbica de corpo centrado. Esta 
estrutura mantém-se estável entre 1400°C e 1534°C, que é a temperatura de 
fusão do ferro. 
47 
 
 Ao ser resfriado a partir do estado líquido as transformações alotrópicas ocorrem, 
evidentemente, no sentido contrário. Como as propriedades dos materiais dependem da 
sua estrutura, a alteraçãoda estrutura cristalina do ferro provoca, também, alterações nas 
suas propriedades. 
 
 Quando o carbono e outros elementos de liga são adicionados ao ferro para se 
obter os diferentes tipos de aço as temperaturas em que ocorrem as transformações 
alotrópicas, e conseqüentemente as faixas de temperatura em que cada uma das formas 
alotrópicas apresenta estabilidade, variam. A transformação da estrutura cúbica de corpo 
centrado em cúbica de face centrada durante o aquecimento e, conseqüentemente, de 
cúbica de face centrada em cúbica de corpo centrado durante o resfriamento é de especial 
importância já que possibilita as operações de tratamentos térmicos que permitem as 
alterações na microestrutura e nas propriedades dos aços, o que, juntamente com a 
escolha de elementos de liga convenientes, os tornam ligas versáteis e de grande 
aplicação tecnológica. 
 
 Como as transformações alotrópicas ocorrem com absorção de energia na forma 
de calor durante o aquecimento e com liberação de energia na forma de calor durante o 
resfriamento, é possível detectar essas transformações através de curvas de aquecimento e 
resfriamento dos aços e, conseqüentemente, determinar as temperaturas de início e fim 
das transformações de fase decorrentes dessas transformações alotrópicas. Os primeiros 
trabalhos nesse sentido foram realizados na segunda metade do século passado por dois 
metalurgistas franceses, LeChatelier e Osmond. Eles notaram que as curvas de 
aquecimento e resfriamento apresentam uma mudança de comportamento quando há a 
liberação ou a absorção de calor. Assim, a temperatura em que se observa inicialmente a 
mudança de comportamento da curva é a temperatura de início da transformação e a 
temperatura em que a curva volta a mudar de comportamento é a temperatura de fim de 
transformação. As temperaturas de início e fim de transformação são denominadas pontos 
críticos. Como as transformações alotrópicas são acompanhadas de expansão ou 
contração do metal, elas podem ser analisadas através de aparelhos denominados 
dilatômetros, que medem a expansão ou contração dos materiais em função da 
temperatura. Na figura 5.1 são mostradas, de forma esquemática, curvas semelhantes às 
obtidas com o auxílio de um dilatômetro, mostrando o intervalo de temperatura em que 
ocorrem as transformações de um aço durante o aquecimento (associada à transformação 
ccc em cfc do ferro) e durante o resfriamento (associada à transformação cfc em ccc). 
48 
Adota-se internacionalmente a nomenclatura usada inicialmente pelos pesquisadores 
franceses para designar os pontos de início e fim de transformação. Assim, no 
aquecimento os pontos de início e fim de transformação são designados, respectivamente, 
como Ac1 e Ac3 e no resfriamento como Ar3 e Ar1. A letra A vem da palavra francesa 
arrêt que significa interrupção, a letra c de chauffage que significa aquecimento e a letra 
r de refroidissement que significa resfriamento. Pode-se notar nas curvas que a faixa de 
temperaturas de transformação durante aquecimento não coincide com a faixa de 
temperaturas durante o resfriamento. Nas transformações em equilíbrio as faixas 
deveriam ser coincidentes, mas na prática, devido ao efeito de histerese, associado à 
resistência à transformação que o material apresenta, isso não ocorre e os pontos críticos 
no aquecimento são mais altos que no resfriamento. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 Resta ainda definir o ponto A2 que representa a temperatura em que o ferro perde 
suas características ferromagnéticas durante o aquecimento, o que ocorre a 
aproximadamente 768°C, que é denominada de temperatura Curie. 
 
 
Temperatura 
D
ila
ta
çã
o 
 
Resfriamento 
Aquecimento 
Ac 1 
Ar 3 
Ac 3 Ar 1 
Figura 5.1 - Exemplo de curvas obtidas em dilatômetros para análise de 
transformações de fases dos aços. 
 
49 
5.2 O sistema ferro-carbono (Fe-C) 
 
 Neste item serão analisadas as diferentes fases que podem ocorrer nos aços no 
estado sólido em função do teor de carbono. Inicialmente serão apresentadas as fases 
estáveis, resultantes de transformações ocorrendo em equilíbrio termodinâmico 
(aquecimento ou resfriamento muito lentos) e, posteriormente, as fases metaestáveis 
resultantes das transformações fora do equilíbrio termodinâmico. Finalmente serão feitas 
algumas considerações sobre a influência de outros elementos de liga, além do carbono, 
na estabilidade das fases e nas velocidades de transformação das mesmas. 
 
5.2.1 O diagrama de equilíbrio ferro-carbono 
 
 O diagrama de equilíbrio ferro-carbono (Fe-C) apresenta as fases 
termodinamicamente estáveis em função da composição, ou seja, do teor de carbono, e da 
temperatura. Para se obter as fases termodinamicamente estáveis é necessário que a 
transformação ocorra de forma lenta o suficiente para que a movimentação de átomos por 
difusão permita que o equilíbrio termodinâmico em função da composição e da 
temperatura seja mantido. Em outras palavras é necessário que as velocidades de 
aquecimento e resfriamento sejam desprezíveis não interferindo nas transformações de 
fases e por isso a variável tempo não aparece no diagrama. Na prática raramente os 
processos ocorrem em equilíbrio termodinâmico, mas é importante um conhecimento 
preciso do diagrama de equilíbrio, já que ele fornece informações que serão importantes 
na análise das transformações que ocorrem fora de equilíbrio. 
 
 O diagrama ferro-carbono (Fe-C), na sua forma mais comumente utilizada, é 
apresentado na figura 5.2. Como pode ser observado o diagrama é parcial englobando 
apenas as transformações que ocorrem para uma faixa de teor de carbono de zero a 6,7% 
em peso, que corresponde a 100% de uma fase denominada cementita (Fe3C). Pode-se 
então considerar que o diagrama é melhor caracterizado como Fe-Fe3C do que como Fe-
C. As diferentes fases e transformações invariantes que podem ser observadas no 
diagrama serão definidas a seguir. 
 
 Em primeiro lugar serão definidas as fases que surgem como conseqüência das 
transformações alotrópicas do ferro que são a ferrita (), a austenita () e a fase . 
 
50 
 
 A ferrita () é uma solução sólida de carbono no ferro com estrutura cúbica 
de corpo centrado, sendo estável abaixo de 910°C (ver região de estabilidade 
no diagrama da figura 5.2). A solubilidade máxima do carbono no ferro com 
estrutura cúbica de corpo centrado é 0,025% a 723°C, sendo bem menor à 
temperatura ambiente (2,7 x 10-7 %). A ferrita é uma fase dúctil apresentando 
dureza e resistência mecânica baixas. 
 
 
 
Figura 5.2 – Diagrama de equilíbrio Fe-C. 
 
L 
 
 
 + L 
 
L + Fe3C 
 + L 
 +  
 + Fe3C 
(P + Fe3C) ( + P) 
 + Fe3C 
Fe3C 
723° C 
1.147° C 
1.493° C 
1,0 2,0 0,0 3,0 4,0 5,0 6,0 
4,3 2,06 0,8 0,02 
Porcentagem em peso de C 
200 
400 
600 
800 
1.000 
1.200 
1.400 
1.600 
0 
T
e
m
p
e
r
a
t
u
r
a
 (
°
 C
)
 
0,10 0,16 0,51 
 +  
6,7 
I1 
I2 
I3 
1.534° C 
51 
 A austenita () é uma solução sólida de carbono no ferro com estrutura 
cúbica de face centrada, que se origina da transformação alotrópica da 
estrutura cúbica de corpo centrado em cúbica de face centrada durante o 
aquecimento, sendo, portanto, estável a temperaturas mais altas. A faixa de 
temperaturas em que a austenita é estável depende do teor de carbono no aço 
(ver região de estabilidade no diagrama da figura 5.2). Nos aços carbono 
para um teor de carbono correspondente a 0,8% a austenita é estável acima 
de 723°C, para teores menores ou maioresessa temperatura é maior. A 
solubilidade do carbono é maior na austenita podendo chegar a 2,06% a 
1147°C. Em função desse limite de solubilidade é que são definidos os aços 
como ligas de ferro contendo até 2,06% de carbono. As ligas que contém uma 
porcentagem de carbono entre 2,06 e 6,7% são denominadas ferros fundidos. 
A austenita também é dúctil e apresenta dureza e resistência mecânica baixas. 
 
 Finalmente a fase , que não tem nome específico, é resultado da 
transformação alotrópica da estrutura cúbica de face centrada em cúbica de 
corpo centrado durante o aquecimento, sendo, portanto estável a 
temperaturas acima de 1400°C (ver região de estabilidade no diagrama da 
figura 8.2). O limite máximo de solubilidade do carbono na fase  é 0,10% a 
1493°C. A fase  apresenta parâmetro de rede diferente da ferrita. 
 
 Resta ainda definir a cementita, que é uma fase que não depende das formas 
alotrópicas do ferro. 
 
 A cementita (Fe3C) ou carboneto de ferro é uma fase que se apresenta na 
forma de um reticulado cristalino baseado em uma célula unitária 
ortorrômbica (forma de um paralelepípedo com os três lados diferentes) 
contendo 12 átomos de ferro e 4 de carbono, que corresponde a 6,7% de 
carbono em peso. A cementita é uma fase frágil apresentando dureza e 
resistência mecânica altas. Na verdade a cementita é uma fase metaestável e 
deveria decompor-se em ferrita e grafita, que seriam as fases 
termodinamicamente mais estáveis, mas como ela forma-se mais rapidamente 
que a grafita e a velocidade de decomposição em condições normais é 
desprezível podemos considerá-la estável para efeitos práticos. 
 
52 
Notam-se no diagrama da figura 5.2 três transformações de fase invariantes nos 
pontos I1, I2 e I3. Essas transformações são importantes na formação da microestrutura 
das ligas ferro-carbono e serão descritas a seguir. 
 
 No ponto I2, que corresponde a um teor de carbono equivalente a 4,3% e a uma 
temperatura de 1147°C, ocorre uma transformação eutética em que uma fase líquida 
transforma-se em duas fases sólidas. No caso a liga ferro-carbono no estado líquido 
transforma-se em uma mistura de austenita e cementita, ou seja: 
 
 L   + Fe3C 
 
A transformação eutética, por ocorrer para ligas com teores de carbono mais altos, é 
importante no estudo dos ferros fundidos. Como a transformação eutética indica a 
composição com menor ponto de fusão, as ligas ferro-carbono com teores de carbono em 
torno de 4,3% são convenientes para processos de fundição. 
 
 No ponto I3, que corresponde a um teor de carbono equivalente a 0,8% e a uma 
temperatura de 723°C, ocorre uma transformação eutetóide em que uma fase sólida 
transforma-se em uma mistura de duas outras fases sólidas. No caso a austenita 
transforma-se em uma mistura de ferrita e cementita, ou seja: 
 
    + Fe3C 
 
A mistura de ferrita e cementita resultante da transformação da austenita com composição 
eutetóide apresenta-se de uma forma bem definida caracterizada por lamelas intercaladas 
das mesmas na proporção de 88% de ferrita e 12% de cementita. Esta estrutura 
característica é denominada perlita e é mostrada na figura 5.4. É importante observar que 
a perlita não é uma fase, mas uma mistura de duas fases distintas. A perlita, em função 
das suas características, apresenta propriedades intermediárias entre a ferrita, que é dúctil 
e apresenta baixa resistência mecânica e a cementita que é frágil e apresenta uma alta 
resistência mecânica. Assim é uma estrutura interessante do ponto de vista de aplicação 
prática já que apresenta uma boa resistência mecânica mantendo certa ductilidade. 
 
A transformação eutetóide ocorre em todos os aços carbono com composição 
acima de 0,025 quando resfriados em equilíbrio a partir de uma determinada temperatura 
53 
em que a estrutura seja austenítica, sendo extremamente importante no estudo das 
transformações de fase no estado sólido dos aços. 
 
 Finalmente no ponto I1, que corresponde a um teor de carbono equivalente a 
0,16% e a uma temperatura de 1493° C, ocorre uma transformação peritética em que uma 
mistura de uma fase sólida e uma fase líquida transforma-se em uma outra fase sólida. No 
caso uma mistura de fase  e fase líquida transformam-se em austenita, ou seja: 
 
 L +    
 
 
Figura 5.3 – Variação da microestrutura durante a transformação de 
fase no estado sólido de um aço eutetóide. 
 
 +  
 + Fe3C 
 
 + P P + Fe3C 
0,02 0,8 2,06 
723° C 
Porcentagem de carbono 
T
e
m
p
e
r
a
tu
r
a
 (
°
C
) 
 
 
 T1 
 
Fe3C 
 
 
 
54 
A transformação peritética é importante no estudo da solidificação de aços carbono com 
teores não muito altos de carbono, não sendo particularmente importante no estudo das 
transformações de fase no estado sólido. 
 
5.2.2 Estruturas resultantes das transformações em equilíbrio dos aços carbono 
 
 Dada a importância da transformação eutetóide na formação da microestrutura dos 
aços estes são normalmente classificados, em função da sua composição, em eutetóides, 
hipoeutetóides e hipereutetóides. O aço eutetóide é aquele que tem a composição 
eutetóide, ou seja, 0,8% de carbono e os hipoeutetóides e hipereutetóides são aqueles que 
apresentam respectivamente teores de carbono abaixo e acima da composição eutetóide. 
 
 Se o resfriamento do aço, a partir de uma temperatura em que toda a estrutura 
esteja na forma de grãos de austenita, for lento o suficiente para que os movimentos 
atômicos por difusão permitam que a variação da composição das fases durante as 
transformações siga o diagrama de fases, as transformações estarão ocorrendo em 
equilíbrio termodinâmico. Nesse caso a estrutura final que o aço apresentará ao atingir a 
temperatura ambiente dependerá somente da sua composição. A seguir serão descritas as 
transformações de fases em equilíbrio que ocorrem nos aços carbono em função do seu 
teor de carbono. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 Aço eutetóide: se o aço apresenta 0,8% de carbono ele sofrerá apenas uma 
transformação de fase durante o resfriamento quando a austenita se transforma em 
Grão de 
 Perlita 
Figura 5.4 - Micrografia de um aço eutetóide (0,8 % C). 
55 
perlita à temperatura constante de 723°C. Assim na temperatura ambiente o aço 
eutetóide apresentará uma estrutura formada por grãos de perlita. Na figura 5.3 é 
apresentada, de forma esquemática, essa transformação e na figura 5.4 uma 
micrografia de um aço eutetóide. 
 
 Aço hipoeutetóide: se o aço contém menos que 0,8% de carbono na sua 
composição a transformação da austenita ocorrerá em duas etapas (ver figura 
5.5). Inicialmente, ao ser atingida a temperatura A3 inicia-se a transformação da 
austenita em ferrita. Como os contornos de grão da austenita são regiões de maior 
energia contribuindo para a energia de ativação necessária à nucleação da nova 
fase, a ferrita forma-se nesses locais. A temperatura de início de transformação 
depende da composição do aço, ou seja, quanto maior o teor de carbono menor 
essa temperatura (ver diagrama). A transformação de austenita em ferrita continua 
até ser atingida a temperatura A1, que nos aços carbono corresponde a 723°C e 
independe do teor de carbono. Nessa temperatura a austenita restante cuja 
composição, durante o resfriamento seguiu a linha DE, apresentará a composição 
eutetóide (0,8% C) e portanto sofrerá a reação eutetóide transformando-se em 
perlita. A ferrita que se formou nos contornos de grão antes da reação eutetóide 
permanece inalterada e é considerada uma fase pró-eutetóide sendo denominada 
ferritaprimária. Continuando o resfriamento observa-se uma variação nas fases 
presentes, conforme indicado pela regra da alavanca, mas a estrutura na 
temperatura ambiente será formada por grãos de perlita envolvidos por grãos de 
ferrita primária. Na figura 5.5 são apresentadas, de forma esquemática as 
transformações que ocorrem durante o resfriamento e na figura 5.6 uma 
micrografia de um aço hipoeutetóide. 
 
 Aços hipereutetóides: se o aço contém mais do que 0,8% de carbono as 
transformações ocorrem de forma semelhante às dos aços hipoeutetóides, ou seja, 
inicialmente, entre as temperaturas A3 e A1 forma-se a fase pró-eutetóide, que 
nesse caso é a cementita primária, também nos contornos de grão da austenita e 
quando se atinge A1 a austenita restante, com composição eutetóide transforma-se 
em perlita. Nesse caso a temperatura de início de transformação (A3) aumenta 
com o teor de carbono, mas a temperatura de fim de transformação (A1) continua 
sendo 723°C. A estrutura do aço hipereutetóide na temperatura ambiente é 
formada de grãos de perlita envolvidos por grãos de cementita primária. Na 
56 
figuras 5.7 são apresentadas de forma esquemática as transformações que ocorrem 
durante o resfriamento e na figura 5.8 uma micrografia de um aço hipereutetóide. 
 
 
 
  - Ferrita 
(áreas claras) 
 Perlita 
Figura 5.6 - Micrografia de um aço hipoeutetóide (0,45 % C). 
 
 
Figura 5.5 – Variação da microestrutura durante as transformações de 
fase no estado sólido de um aço hipoeutetóide. 
 
 +  
 + Fe3C 
 
 + P P + Fe3C 
0,02 0,8 2,06 
A1 = 723° C 
Porcentagem de carbono 
T
e
m
p
e
r
a
tu
r
a
 (
°C
) 
 
 
 
T1 
 
 
 
 
 
Fe3C  
A3 
x’ 
D 
E 
57 
 
 
Figura 5.7 – Variação da microestrutura durante as transformações de 
fase no estado sólido de um aço hipereutetóide. 
 
 +  
 + Fe3C 
 
 + P P + Fe3C 
0,02 0,8 2,06 
A1 = 723° C 
Porcentagem de carbono 
T
e
m
p
e
r
a
tu
r
a
 (
°
C
) 
 
 
 
T1 
 
 
 
 
Fe3C Fe3C 
Fe3C 
A3 
x” 
58 
 
Durante o aquecimento dos aços a partir da temperatura ambiente as 
transformações ocorrem em sentido inverso, podendo-se transformar novamente todas as 
fases em austenita. 
 
 É importante salientar que as temperaturas de transformação apresentadas valem 
apenas para os aços carbono. Quando são adicionados elementos de liga aos aços essas 
temperaturas variam e as informações sobre as transformações de fase não podem mais 
ser obtidas no diagrama de equilíbrio ferro-carbono. 
 
5.2.3 Influência do teor de carbono nas propriedades dos aços 
 
 Aplicando a regra da alavanca no diagrama de equilíbrio Fe-C pode-se notar que, 
em temperaturas abaixo de 723°C, para um aço hipoeutetóide a quantidade de perlita 
aumenta e a quantidade de ferrita diminui quando se aumenta o teor de carbono e para um 
aço hipereutetóide a quantidade de cementita aumenta e a quantidade de perlita diminui. 
Como a perlita apresenta maior resistência mecânica e maior dureza que a ferrita e a 
cementita maior resistência mecânica e dureza que a perlita, pode-se concluir que o 
aumento do teor de carbono aumenta a resistência mecânica e a dureza dos aços e 
conseqüentemente diminui a ductilidade (medida pelo alongamento). Na figura 5.9 são 
apresentadas esquematicamente as curvas de variação dessas propriedades com o teor de 
carbono. 
 
Grão de Perlita 
 
 Fe3C - Cementita 
 (contorno de grão) 
Figura 5.8 - Micrografia de um aço hipereutetóide (0,95 % C). 
59 
 
 
5.3 Transformações de fase dos aços fora do equilíbrio 
termodinâmico 
 
 As transformações de fase analisadas no diagrama de fase Fe-C referem-se a 
resfriamentos em equilíbrio termodinâmico, ou seja, lentos o suficiente para que a 
velocidade não interfira na fase formada. Na prática, no entanto, as transformações em 
geral não ocorrem em condições de equilíbrio e não podem ser analisadas através do 
diagrama de fases. Para a análise das transformações em condições de não equilíbrio 
foram desenvolvidos novos diagramas que levam em conta a variável tempo. Tais 
diagramas são denominados curvas TTT (por representarem as Transformações de fase 
em função do Tempo e da Temperatura). 
 
 Nos diagramas de equilíbrio as variáveis são a temperatura e a composição, com a 
introdução da variável tempo, no caso das curvas TTT, para se manter o diagrama 
bidimensional a composição é fixada. Assim tem-se uma curva TTT para cada 
composição de aço. Essas curvas são obtidas experimentalmente e são encontradas em 
manuais para as composições de aço mais comuns. 
 
 As curvas TTT podem ser explicadas através da curva de velocidade global de 
transformação em função da temperatura, que é obtida a partir da soma das velocidades 
de nucleação e crescimento de fases. As curvas TTT, como apresentam a transformação 
 
Dureza 
Resistência 
Mecânica 
Alongamento 
% Carbono 
Du
re
za
 
Re
sis
tên
cia
 M
ec
ân
ica
 
Al
on
ga
m
en
to
 
Figura 5.9 - Variação das propriedades mecânicas do aço em função do teor de 
carbono. 
60 
em função do tempo e não da velocidade tem a forma inversa da curva da velocidade 
global de transformação. Como as transformações não são instantâneas há uma curva que 
caracteriza o início da transformação e uma que caracteriza o fim da transformação. Na 
figura 5.10 é apresentada de forma esquemática a transposição da curva da velocidade 
global de transformação em função da temperatura para as curvas TTT. 
 
Como as velocidades de resfriamento na prática podem ser bem mais altas do que as 
necessárias para manter o equilíbrio termodinâmico, em certas condições pode não haver 
tempo suficiente para a movimentação de átomos que permita a formação das fases 
constantes do diagrama de equilíbrio (ferrita e cementita). Nesses casos podem ser 
formadas novas fases, em equilíbrio metaestável, denominadas bainita e martensita. 
 
 A bainita é uma estrutura formada por cementita em forma de agulhas e ferrita 
altamente distorcida devido ao teor de carbono acima da composição de 
equilíbrio. A bainita é resultante da transformação da austenita em temperaturas 
abaixo daquelas necessárias para a formação da perlita, nas quais a difusão de 
carbono é lenta e parte do mesmo fica retida na estrutura ccc formando a ferrita 
distorcida. A parte do carbono rejeitada não apresenta movimentos de longo 
alcance, devido à dificuldade de difusão e dá origem às partículas finas (agulhas) 
de cementita. 
 
 A martensita é uma fase altamente distorcida resultante da transformação da 
estrutura cfc, característica da austenita, em ccc, característica da ferrita, mas 
mantendo todo o carbono retido. Isto ocorre quando a austenita transforma-se em 
temperaturas muito baixas, em que a difusão é desprezível, devido a altas 
velocidades de resfriamento. A estrutura resultante não consegue atingir a forma 
ccc, devido ao alto teor de carbono retido, apresentando-se como tetragonal de 
corpo centrado. 
 
As transformações de fase fora do equilíbrio podem ocorrer à temperatura constante 
(transformação isotérmica) no caso, por exemplo, do aço ser mantido em um forno com 
temperatura controlada até que a transformação se complete, ou com a temperatura 
caindo continuamente (resfriamento contínuo) no caso, por exemplo, de ser resfriado ao 
ar. Para uma mesma composição de aço existem duas curvas TTT diferentes, uma para o 
caso da transformação isotérmica e outra para o caso da transformação com resfriamento 
contínuo.61 
 
 
5.4 Transformações isotérmicas 
 
 Na figura 5.11 é apresentada, de forma esquemática, a curva TTT para 
transformações isotérmicas de um aço eutetóide (0,8% C). Na ordenada tem-se a 
temperatura e na abcissa o tempo (em escala logarítmica). Nas transformações em 
equilíbrio o aço eutetóide não apresenta fases primárias (ferrita ou cementita isoladas) e 
toda a austenita transforma-se em perlita (estrutura formada de lamelas intercaladas de 
ferrita e cementita) quando a temperatura atinge 723°C. Nas transformações fora do 
equilíbrio, dependendo da temperatura, a austenita pode transformar-se em perlita mais 
refinada ou mais grosseira, dependendo da espessura das lamelas de ferrita e cementita, 
em geral denominadas perlita fina e perlita grossa, em bainita superior ou bainita inferior, 
também denominada bainita acicular, dependendo do grau de refinamento da estrutura 
imposto pela temperatura de transformação e em martensita que forma-se a baixas 
temperaturas. 
 
 Na figura 5.11 as linhas I e F indicam o início e o fim da transformação da 
austenita em perlita ou bainita e as linhas Ms e Mf indicam o início e o fim da 
transformação da austenita em martensita. Nos diagramas reais em geral não é 
apresentada a linha Mf (fim de transformação da austenita em martensita), por ser difícil 
a sua determinação experimental, sendo a mesma substituída por uma próxima, como por 
exemplo M90, que indica que 90% da austenita transformou-se em martensita. Do 
 
Figura 5.10 – Correlação entre curva de velocidade global de 
transformação e de curvas TTT. 
(a) (b) (c) 
vg  t  t  
Te 
T
 Te Te 
T
 
T
 
I 
F 
62 
diagrama pode-se notar que nas transformações fora do equilíbrio abaixo de 723°C e à 
esquerda de I e acima de Ms, em qualquer temperatura, ainda tem-se a estrutura 
austenítica, ao contrário do diagrama de equilíbrio onde só é possível encontrar austenita 
acima de 723°C. A austenita então só inicia a transformação em outra fase quando o 
tempo de permanência em uma determinada temperatura for suficiente para "cruzar" a 
linha I ou quando durante o resfriamento rápido "cruza" a linha Ms. Por outro lado, a 
transformação da austenita termina quando o tempo for suficiente para cruzar a linha F ou 
quando durante o resfriamento cruza a linha Mf. Uma vez "cruzadas" as linhas F ou Mf 
toda a austenita foi transformada e a estrutura do aço está definida. Para alterar a estrutura 
formada é necessário aquecer novamente o aço acima de 723°C para que a estrutura 
transforme-se novamente em austenita e o processo de transformação possa ser 
reiniciado. 
 
 Como pode ser observado as curvas I e F apresentam a forma de um "C" com um 
"cotovelo" entre 500 e 600°C. Se a transformação ocorrer a uma temperatura acima desse 
cotovelo a austenita transforma-se em perlita fina ou perlita grossa quando a temperatura 
for mais alta ou mais baixa, respectivamente (ver figura 5.11). Se a transformação ocorrer 
abaixo do cotovelo a austenita transforma-se em bainita superior ou bainita inferior 
quando a temperatura for mais alta ou mais baixa, respectivamente (ver figura 5.11). 
Entre I e F tem-se, dependendo da temperatura, uma mistura de perlita ou bainita já 
formadas e austenita não transformada. Na parte superior da figura é mostrada uma curva 
que apresenta a porcentagem de austenita transformada em função do tempo para uma 
determinada temperatura (para cada temperatura de transformação pode ser traçada uma 
curva semelhante). Entre Ms e Mf tem-se uma mistura de martensita já formada e 
austenita não transformada. Como será mais bem explicado mais a frente a transformação 
da austenita em martensita não depende do tempo, só depende da temperatura, assim se o 
aço for mantido, antes da transformação da austenita ter completado, a uma temperatura 
entre Ms e Mf a quantidade de martensita formada e da austenita não transformada 
permanecem inalteradas até que a temperatura volte a cair. Se durante o resfriamento o 
tempo for suficiente para "cruzar" a linha I, mas não F, antes de atingir a temperatura Ms 
uma quantidade de perlita, e eventualmente de bainita, forma-se antes do início da 
formação da martensita. Como só a austenita transforma-se em martensita, a perlita e a 
bainita não, a estrutura final pode ser formada de perlita, bainita e martensita. Só é 
formada uma estrutura totalmente martensítica se o resfriamento a partir da temperatura 
de austenitização (acima de 723°C) for rápido o suficiente para que a curva de 
resfriamento não cruze a linha I. Como no aço eutetóide o cotovelo da curva TTT 
63 
corresponde a um tempo menor que um segundo pode-se concluir que em um aço 
eutetóide, mesmo para peças com pequenas dimensões é difícil obter-se uma estrutura 
totalmente martensítica. 
 
A perlita fina, por apresentar uma estrutura mais refinada, apresenta maior dureza 
e resistência mecânica que a perlita grossa. A bainita por apresentar a cementita bastante 
refinada em uma matriz de ferrita deformada é mais resistente que a perlita. E a 
martensita, por ser uma fase deformada devido à alta quantidade de carbono retida, é 
mais resistente que a bainita e a perlita. Assim pode-se dizer que quanto mais baixa for a 
temperatura de transformação da austenita maior a resistência mecânica e a dureza do aço 
e, portanto, menor a sua ductilidade (capacidade de deformação). 
 
 
 Na figura 5.12 é mostrada, de forma esquemática uma curva TTT de um aço 
hipoeutetóide (% C < 0,8). No caso dos aços hipoeutetóides as curvas TTT deslocam-se 
723° C 
Perlita (P) 
Bainita (B) 
Austenita () 
Austenita () 
Austenita () 
Martensita (M) 
 + M 
 + B 
 + P 
Ms 
M90 
10
-1 
10
 
1
 
10
2 
10
3 
10
5 
10
4 
 100 
 0 
 200 
 300 
 400 
 500 
 600 
 700 
 800 
Tempo (s) 
T
em
p
er
a
tu
ra
 °
 C
 
I 
F 
Figura 5.11 – Representação esquemática de uma curva TTT para análise de 
transformações isotérmicas de um aço eutetóide (0,8%C). 
64 
para a esquerda, o que significa que as transformações são mais rápidas, dificultando a 
obtenção de estruturas martensíticas e bainíticas. Isso ocorre devido aos menores teores 
de carbono exigindo menos movimentos de difusão. As temperaturas de início e fim da 
transformação martensítica deslocam-se para cima. Como nesses aços há a possibilidade 
do aparecimento de ferrita primária nas curvas aparece a linha A3 que indica o início da 
transformação da austenita em fase primária no diagrama de equilíbrio. No entanto para a 
transformação fora do equilíbrio a transformação inicia-se na linha adicional Iα da curva 
TTT (ver figura 5.12). A quantidade de ferrita primária vai depender da velocidade de 
resfriamento, ou seja, quanto mais rápido o resfriamento menor a quantidade de fase 
primária. 
 
Na figura 5.13 é mostrada a curva TTT de um aço hipereutetóide. Nesse caso as 
curvas deslocam-se para a direita retardando as transformações (maior quantidade de 
carbono para se mover por difusão durante as transformações) e, portanto, facilitando a 
obtenção de estruturas martensíticas e bainíticas. As temperaturas de início e fim da 
transformação martensítica deslocam-se para baixo. Como nesse caso pode ocorrer a 
formação de cementita como fase primária, no diagrama aparece também a linha A3 e 
uma curva Ic que indica o início da transformação da austenita em cementita fora do 
equilíbrio. 
 
 
65 
Na figura 5.14 apresenta exemplos de transformações isotérmicas em um aço 
eutetóide. No caso I indicado na figura, o aço inicialmente a 800°C é resfriado até 600°C 
e mantido nessa temperatura, apresentandouma estrutura final constituída apenas por 
grãos de perlita. No caso 2 o aço inicialmente a 800°C é resfriado até 300°C e mantido 
nessa temperatura, apresentando uma estrutura final constituída apenas bainita. E o caso 3 
não corresponde a uma transformação isotérmica, não havendo cruzamento da curva de 
resfriamento com a linha I. Assim toda a austenita se transforma em martensita e a 
estrutura final é composta apenas dessa fase metaestável. 
 
 
A1 = 723° C 
Perlita (P) + Ferrita () 
Bainita (B) 
 
Austenita () 
Martensita (M) 
 + M 
 + B 
++P 
Ms 
M90 
10
-1 
10
 
1
 
10
2 
10
3 
10
5 
10
4 
 100 
 0 
 200 
 300 
 400 
 500 
 600 
 700 
 800 
Tempo (s) 
T
e
m
p
e
r
a
tu
r
a
 °
 C
 
I 
F 
A3 
 
I 
 +  
 900 
Figura 5.12 – Representação esquemática de uma curva TTT para análise de 
transformações isotérmicas de aço hipoeutetóide (0,4%C). 
66 
 
Na figura 5.15 é apresentado um exemplo de transformação isotérmica de um aço 
hipoeutetóide, inicialmente a 900°C resfriado até 680°C e mantido nessa temperatura 
apresentando uma estrutura final composta de ferrita primária e perlita. 
 
Já a figura 5.16 apresenta um exemplo de transformação isotérmica de um aço 
hipereutetóide, inicialmente a 950°C e resfriado até 650°C e mantido nessa temperatura 
apresentando uma estrutura final composta de cementita primária e perlita. 
 
 
 
 
 
Figura 5.13 – Representação esquemática de uma curva TTT para análise de 
transformações isotérmicas de um aço hipereutetóide (0,95%C). 
A1 = 723° C 
Perlita (P) + Cementita (Fe3C) 
Bainita (B) 
Austenita () 
Austenita () 
Austenita () 
Martensita (M) 
 + M 
 + B 
 + Fe3C + P 
Ms 
M90 
10
-1 
10
 
1
 
10
2 
10
3 
10
5 
10
4 
 100 
 0 
 200 
 300 
 400 
 500 
 600 
 700 
 800 
Tempo (s) 
T
e
m
p
e
r
a
tu
r
a
 °
 C
 I 
F 
 900 
 1000 
10
6 
A3 
 + Fe3C 
Ic 
67 
 
Figura 5.14 – Exemplos de transformações isotérmicas em um aço 
eutetóide. 
723° C 
P 
B 
 
  
 
M 
 + M 
 + B 
 + P 
Ms 
M90 
10
-1 
10
 
1
 
10
2 
10
3 
10
5 
10
4 
 100 
 0 
 200 
 300 
 400 
 500 
 600 
 700 
 800 
Tempo (s) 
T
e
m
p
e
r
a
t
u
r
a
 °
 C
 
I 
F ti 
tf 
t’i 
t’f 
1 
2 
3 
%
 d
e
 P
e
r
li
ta
 
100 
 50 
 0 
 
68 
 
A1 = 723° C 
P +  
B 
 
 
M 
 + M 
 + B 
++P 
Ms 
M90 
10
-1 
10
 
1
 
10
2 
10
3 
10
5 
10
4 
 100 
 0 
 200 
 300 
 400 
 500 
 600 
 700 
 800 
Tempo (s) 
T
e
m
p
e
r
a
tu
r
a
 °
 C
 
I 
F 
A3 
 
I  +  
 900 
t1 t2 
t3 
Figura 5.15 – Exemplo de transformação isotérmica de um aço 
hipoeutetóide. 
 
 
69 
 
Figura 5.16 – Exemplo de transformação isotérmica de um aço 
hipereutetóide. 
A1 = 723° C 
P + Fe3C 
B 
 
 
 
M 
 + M 
 + B 
 + Fe3C + P 
Ms 
M90 
10
-1 
10
 
1
 
10
2 
10
3 
10
5 
10
4 
 100 
 0 
 200 
 300 
 400 
 500 
 600 
 700 
 800 
Tempo (s) 
T
e
m
p
e
r
a
tu
r
a
 °
 C
 I 
F 
 900 
 1000 
10
6 
A3 
 + Fe3C 
Ic 
t1 t2 
t3 
 
5.5 Transformações com resfriamento contínuo 
 
 As transformações com resfriamento contínuo são aquelas que ocorrem com a 
temperatura do aço caindo continuamente como, por exemplo, quando se tira a peça do 
forno em alta temperatura e deixa-se resfriar ao ar livre. Nesse caso as curvas de 
transformação deslocam-se para a direita em relação às curvas relativas às 
transformações isotérmicas. Portanto para cada composição de aço existem duas curvas 
de transformação, uma relativa às transformações isotérmicas e outra relativa às 
transformações com resfriamento contínuo. As curvas relativas ao resfriamento contínuo 
são em geral denominadas CCT (Continuous Cooling Transformation). Na figura 5.17 é 
apresentada para o caso do aço eutetóide, a curva relativa à transformação com 
70 
resfriamento contínuo (linha cheia) juntamente com a curva relativa à transformação 
isotérmica (linha tracejada). No caso dos aços hipo e hipereutetóide aparecem também as 
linhas Iα e Ic relativas à formação das fases primárias (ferrita e cementita). A quantidade 
de fases primárias depende da velocidade de resfriamento. Quanto mais rápido o 
resfriamento menor a quantidade da fase primária, já que há menor tempo para sua 
formação antes de iniciar a transformação de austenita em perlita. 
 
 
723° C 
Perlita (P) 
Bainita (B) 
Austenita () 
Austenita () 
Austenita () 
Martensita (M) 
 + M 
 + B 
 + P 
Ms 
M90 
10
-1 
10
 
1
 
10
2 
10
3 
10
5 
10
4 
 100 
 0 
 200 
 300 
 400 
 500 
 600 
 700 
 800 
Tempo (s) 
T
em
p
er
at
u
ra
 °
 C
 I F 
Figura 5.17 – Representação esquemática de uma curva de resfriamento contínuo – 
CCT para análise de transformações de um aço eutetóide (0,8%C). 
 
 
Na figura 5.18 são apresentados, também para o caso do aço eutetóide, alguns 
exemplos de curvas de resfriamento. As velocidade aumentam de 1 para 5. As estruturas 
correspondentes a cada uma das velocidades de resfriamento são as seguintes: 
 
 curva 1 - perlita grossa 
 curva 2 - perlita fina 
71 
 curva 3 - perlita + bainita (pequena quantidade) + martensita 
 curva 4 - martensita 
 curva 5 – martensita 
 
 
Figura 5.18 – Exemplos de curvas de resfriamento com diferentes velocidades 
(aço eutetóide). 
 
723° C 
P 
 
 
 
M 
 + M 
 + P 
Ms 
M90 
10
-1 
10
 
1
 
10
2 
10
3 
10
5 
10
4 
 100 
 0 
 200 
 300 
 400 
 500 
 600 
 700 
 800 
Tempo (s) 
T
em
p
er
a
tu
ra
 °
 C
 
I 
F 
1 
2 
3 
4 
5 
 
A curva quatro corresponde à velocidade crítica que é a menor velocidade para a 
qual se obtém 100% de martensita. 
 
 A curva 1 pode corresponder, por exemplo, a um resfriamento no próprio forno, 
desligando-se o mesmo e mantendo a peça no seu interior (resfriamento muito lento), a 
curva 2 a um resfriamento ao ar, a 3 a um resfriamento em óleo, a 4 em água e a 5 em 
água em agitação. 
 
 Pode-se observar que é impossível cortar as curvas de início e fim da 
transformação de austenita em bainita com resfriamento contínuo, não sendo possível a 
72 
obtenção de estrutura totalmente bainítica com resfriamento contínuo, assim a parte 
inferior da curva para transformações com resfriamento contínuo não é, em geral, traçada 
para o caso dos aços carbono. 
 
 Para peças com dimensões relativamente grandes a superfície certamente resfriará 
mais rapidamente que o centro e, portanto as curvas de resfriamento são diferentes, 
conforme pode ser observado no exemplo da figura 5.19, provocando a formação de 
diferentes estruturas na superfície e no centro. No caso da figura a superfície apresentará 
uma estrutura martensítica e o centro uma estrutura perlítica. 
 
 
 
T
em
pe
ra
tu
ra
 °
C
 
 
T empo (s) 
F 
Centro 
I 
Superfície 
M i 
M 90 
A 1 = 723°C 
Figura5.19 – Representação das velocidades de resfriamento no centro e na 
superfície de uma peça de aço eutetóide. 
 
5.6 Fatores que influenciam na transformação da austenita 
 
 Alguns fatores influem diretamente na velocidade de transformação da austenita 
em outras fases modificando, conseqüentemente as curvas de transformação tanto no caso 
de transformações isotérmicas como no caso de transformações com resfriamento 
contínuo. Esses fatores são: a composição química, o tamanho de grão inicial da austenita 
e a homogeneidade da austenita. Esses fatores aceleram ou retardam a transformação da 
73 
austenita e, portanto deslocam as curvas respectivamente para a esquerda ou para a 
direita. 
 
 No caso da composição química, a adição de elementos de liga ao ferro, 
incluindo o carbono, retardam as reações de transformação, deslocando as curvas I e F 
para a direita e as curvas Mi e Mf para baixo (alguns elementos de liga podem levar Mf a 
um valor abaixo da temperatura ambiente permitindo o aparecimento de austenita retida 
à temperatura ambiente). Os elementos de liga podem, também, alterar completamente a 
forma das curvas como é mostrado na figura 5.20 relativa a um aço liga contendo 
manganês, níquel, cromo e molibdênio. É importante notar que para este aço, ao contrário 
dos aços carbono, pode-se obter estrutura totalmente bainítica com resfriamento contínuo, 
portanto a parte inferior do diagrama é importante e é efetivamente traçada. Como os 
elementos de liga deslocam as curvas para a direita facilitam a obtenção de bainita e 
martensita, já que o tempo para o resfriamento sem cortar o “cotovelo” da curva é maior 
(ver figura 5.20). 
 
 
 
M 
+ 
++P 
P +  
 + B 
+M 
B 
Ms 
M90 
A1 
A3 
10
2 
10
 
10
3 
10
4 
10
5 
10
6 1
 
Tempo (s) 
100 
 0 
200 
300 
400 
500 
600 
700 
800 
T
em
p
er
at
u
ra
 (
°C
) 
Figura 5.20 – Representação esquemática da alteração da forma das curvas de 
transformação devido à influência de elementos de liga nos aços. 
 
A razão para os elementos retardarem a transformação da austenita é a 
necessidade de movimentos de difusão (lentos) dos mesmos para fora da austenita e a 
74 
formação de compostos, como carbonetos, por exemplo, a partir dos mesmos. Apenas o 
cobalto não apresenta esse efeito nos aços. 
 
 Já o tamanho de grão inicial da austenita é importante devido ao fato dos 
contornos de grão serem regiões propícias para a nucleação heterogênea de novas fases a 
partir da austenita por apresentarem maior energia (contribuem com a energia de ativação 
necessária). Assim quanto menor o tamanho de grão inicial da austenita (maior 
quantidade de contornos para a nucleação da nova fase) mais rápida a transformação e, 
portanto as curvas deslocam-se para a esquerda. 
 
 A homogeneidade da austenita tem influência semelhante. As heterogeneidades 
(como inclusões de impurezas ou elementos de liga, áreas ricas em carbono, carbonetos 
residuais e mesmo regiões com altas concentrações de discordâncias) também servem de 
substrato para a nucleação heterogênea de novas fases acelerando a transformação e, 
portanto, deslocando as curvas para a esquerda. 
 
Assim de um modo geral pode-se dizer que os fatores que aceleram a 
transformação da austenita deslocando as curvas para a esquerda dificultam a obtenção de 
martensita e bainita e os que retardam a transformação deslocando as curvas para a direita 
facilitam a obtenção dessas estruturas. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
75 
Capítulo 6 
 
TRATAMENTOS TÉRMICOS E 
TERMOQUÍMICOS DOS AÇOS 
___________________________________________________________ 
 
 
6.1 Introdução 
 
 A possibilidade de promover transformações de fase no estado sólido nos aços 
permitiu o desenvolvimento de processos denominados tratamentos térmicos, que são 
conjuntos de operações controladas de aquecimento e resfriamento visando a modificação 
da microestrutura dos aços e, conseqüentemente, das propriedades dela dependentes, que 
apresentam grande aplicação tecnológica. 
 
 A etapa inicial do tratamento térmico é o aquecimento e em geral visa a obtenção 
de uma estrutura austenítica. Para se obter uma estrutura composta somente de austenita o 
aço deve ser aquecido a uma temperatura acima do limite superior (A3) da zona crítica 
(faixa de temperatura entre A1 e A3), no caso dos hipo e hipereutetóides, e acima de 
723°C nos eutetóides. Elementos de liga adicionados aos aços alteram as temperaturas de 
transformação. O aço deve ser mantido na temperatura de austenitização o tempo 
suficiente para que todas as fases originalmente existentes transformem-se em austenita. 
A austenita apresenta uma estrutura cúbica de face centrada e permite a dissolução de 
todo o carbono. A velocidade de aquecimento deve ser controlada para evitar mudanças 
bruscas de temperatura que podem, dependendo da forma e dimensões da peça, provocar 
trincas e empenamentos. Deve ser evitada, também, a manutenção da peça na 
temperatura de austenitização durante um tempo excessivo já que pode haver crescimento 
dos grãos de austenita e oxidação (formação de camada de oxido) e descarbonetação 
(perda de carbono para o meio) na superfície da peça, que são inconvenientes do ponto de 
vista de aplicação. Para evitar a oxidação e a descarbonetação muitas vezes é necessária a 
utilização de atmosferas controladas no forno durante o aquecimento. Tais atmosferas 
podem ser constituídas de gases inertes (que não reagem com os aços) em substituição ao 
ar evitando, portanto, a oxidação, gases ricos em carbono (que diminuem a possibilidade 
76 
de perda de carbono por difusão) ou mesmo imergir a peça em óleo impedindo assim seu 
contato com o ar. 
 
 A etapa de resfriamento é importante já que é o controle da velocidade de 
resfriamento que vai permitir a obtenção da microestrutura e das propriedades desejadas. 
Os principais meios em que a peça pode ser resfriada são os seguintes: 
 
 (1) ambiente do forno 
 (2) ar em repouso 
 (3) fluxo de ar (ar forçado) 
 (4) óleo 
 (5) óleo em agitação 
 (6) água 
 (7) água em agitação 
 
sendo que a velocidade de resfriamento aumenta de (1) para (7). A resistência mecânica e 
a dureza são tanto mais altas quanto mais rápido o resfriamento. 
 
 No caso de tratamentos isotérmicos (realizados a temperaturas constantes) a peça 
pode ser mantida em banhos de sais ou metais fundidos mantidos a temperaturas 
constantes. 
 
 
6.2 Tratamentos térmicos usuais 
 
 Os tratamentos térmicos mais usuais aplicados nos aços podem ser classificados 
em: 
 
 - Recozimento 
 - Normalização 
 - Têmpera e revenido 
 - Coalescimento 
 - Austêmpera 
 - Martêmpera. 
 
77 
 Cada um desses tratamentos baseia-se em uma seqüência de operações e leva a 
uma determinada estrutura conferindo às peças propriedades específicas. A seguir serão 
descritos esses tratamentos e as suas aplicações. 
 
6.2.1 Recozimento 
 
 O recozimento consiste em aquecer a peça em um forno a uma temperatura acima 
do limite superior da zona crítica (A3), manter o tempo suficiente para que toda a 
estrutura transforme-se em austenita e resfriar lentamente (por exemplo desligando o 
forno e mantendo a peça no interior durante o resfriamento do mesmo). 
 
 Na figura 6.1 é apresentada de forma esquemática a curva de resfriamento 
característica do recozimento. 
 
 
 A estrutura final obtida é composta de perlita grossa no caso do aço eutetóide, de 
perlita grossa e ferrita primária no caso dos aços hipoeutetóides e de perlita grossa e 
cementitaprimária no caso dos aços hipereutetóides. 
 
 
F i /C i 
I F 
A 1 
A 3 
M i 
M f 
T
e
m
p
e
r
a
tu
r
a
 
 
 
tempo 
Curva de resfriamento 
Figura 6.1 Tratamento térmico de recozimento. 
78 
 
 O objetivo do recozimento é a eliminação de efeitos de tratamentos anteriores 
levando o aço a uma estrutura semelhante a que seria obtida em transformações em 
equilíbrio. Para uma dada composição a estrutura típica do recozimento é a que apresenta 
maior ductilidade. 
 
6.2.2 Normalização 
 
 A normalização consiste em aquecer a peça em um forno a uma temperatura 
acima do limite superior da zona crítica (A3), manter o tempo suficiente para que toda a 
estrutura transforme-se em austenita e resfriar ao ar (mais rapidamente que no caso do 
recozimento). 
 
 Na figura 6.2 é apresentada de forma esquemática a curva de resfriamento 
característica da normalização. 
 
 
 A estrutura final obtida é composta de perlita fina no caso do aço eutetóide, de 
perlita fina e ferrita primária no caso dos aços hipoeutetóides e de perlita fina e cementita 
 
F i /C i 
I F 
A 1 
A 3 
M i 
M f 
T
e
m
p
e
r
a
tu
r
a
 
 
tempo 
Curva de resfri amento 
Figura 6.2 Tratamento térmico de normalização. 
79 
primária no caso dos aços hipereutetóides. Como o tempo de resfriamento é mais rápido a 
quantidade de fase primária formada é menor que no caso do recozimento havendo, 
portanto, um afastamento maior das condições de equilíbrio. Estas estruturas tendem a 
apresentar uma resistência mecânica maior que no caso do recozimento. 
 
O principal objetivo da normalização é a obtenção de uma estrutura mais 
uniforme e refinada em peças que tenham sido produzidas por fundição, laminação e 
forjamento, que apresentam em geral uma estrutura irregular. Mas a normalização pode 
ser usada também para obter uma estrutura uniforme e refinada em peças que vão sofrer 
outro tratamento térmico posterior, como a têmpera, por exemplo. 
 
6.2.3 Têmpera e revenido 
 
 A têmpera consiste em aquecer a peça em um forno a uma temperatura acima do 
limite superior da zona crítica (A3), manter o tempo suficiente para que toda a estrutura 
transforme-se em austenita e resfriar muito rapidamente (em água ou óleo, por exemplo). 
 
Na figura 6.3 é apresentada de forma esquemática a curva de resfriamento 
característica da têmpera. 
 
 
F i /C i 
I F 
A 1 
A 3 
M i 
M f 
T
e
m
p
e
r
a
tu
r
a
 
tempo 
Curva de resfriamento 
Figura 6.3 Tratamento térmico de têmpera. 
80 
 Nesse caso há um afastamento total das condições de equilíbrio e a estrutura final 
é composta de martensita que, como já foi visto, é uma fase metaestável, altamente 
deformada e que apresenta resistência mecânica e dureza altas. 
 
 O objetivo da têmpera é, então, o aumento da resistência mecânica e da dureza 
dos aços. 
 
 Como a velocidade de resfriamento necessária para se obter uma estrutura 
totalmente martensítica é alta, é possível que, dependendo das dimensões da peça, a 
superfície apresente uma estrutura martensítica, regiões com maior profundidade 
apresentem uma mistura de martensita e perlita e o núcleo apresente estrutura perlítica. 
Assim é conveniente, para cada composição de aço, determinar qual a profundidade em 
que se obtém uma estrutura preponderantemente martensítica, o que é feito através de um 
ensaio denominado Ensaio Jominy. Esse ensaio consiste em resfriar com um jato de água 
uma das extremidades de um corpo de prova padronizado com seção transversal 
cilíndrica que apresenta inicialmente uma estrutura austenítica. Após o ensaio é medida a 
dureza ao longo da seção longitudinal da peça, a partir da superfície refrigerada. Em geral 
define-se como profundidade de endurecimento na tempera a profundidade para a qual se 
obtém 50% de martensita (determinada através dos valores de dureza). Na figura 6.4 é 
apresentado de forma esquemática o ensaio Jominy e na figura 6.5 a variação da dureza a 
partir da superfície refrigerada. 
 
 
 
água 
25 
mm 
100 
mm 
Figura 6.4 - Ensaio Jominy 
81 
 
 Uma variação da têmpera é a têmpera superficial em que somente a superfície da 
peça é aquecida até a temperatura de austenitização (sendo o núcleo mantido com a 
estrutura original) e, portanto, durante o resfriamento só se forma martensita na 
superfície. Para tanto é necessário aquecer localizadamente a superfície da peça, o que 
pode ser feito através de bobinas de indução (a peça é colocada no interior de uma bobina 
de indução onde é gerado um campo eletromagnético que induz correntes parasitas na 
superfície da peça aquecendo-a por efeito Joule) ou mesmo através de aquecimento direto 
por uma chama (mais simples mas com menor possibilidade de controle da profundidade 
cementada. 
 
Através da têmpera superficial são obtidas peças com a superfície apresentando 
alta dureza e portanto alta resistência ao desgaste, mas mantendo o núcleo dúctil e 
portanto com capacidade de absorção de choque mecânicos. 
 
Como a dureza da martensita é muito alta, tornando o aço frágil, e a sua obtenção, 
devido ao resfriamento brusco leva à formação de tensões internas, após a têmpera é em 
geral realizado um tratamento denominado revenido cujo objetivo é eliminar essas 
tensões e corrigir a excessiva dureza. 
 
 
 
 
D
ur
ez
a 
Distância da superfície refrigerada 
Figura 6.5 – Perfil de dureza no corpo de prova do ensaio Jominy. 
82 
 O revenido consiste em aquecer a peça temperada a uma temperatura abaixo do 
limite inferior da zona crítica (A1) e mantê-la por um certo tempo. Como a martensita é 
uma fase metaestável supersaturada de carbono, o aquecimento aumenta a possibilidade 
de difusão de carbono para fora da estrutura provocando a decomposição parcial da 
martensita em ferrita deformada (com teor de carbono acima do limite) e agregados finos 
de carbonetos (Fe3C). Quanto maior a temperatura de revenido maior a decomposição da 
martensita e, portanto menor a dureza final, assim pode-se programar a dureza desejada 
através de uma escolha conveniente da temperatura de tratamento. É importante salientar, 
no entanto, que não há formação de perlita a partir da martensita, a perlita só se forma a 
partir da transformação eutetóide da austenita. 
 
 Dependendo da temperatura de tratamento a estrutura obtida pode receber as 
seguintes denominações: 
 
 - Martensita preta (150°C - 230°C) 
 - Troostita (230°C - 400°C) 
 - Sorbita (400°C - 650°C) 
 - Esferoidita (650°C- 700°C). 
 
6.2.4 Coalescimento 
 
 O coalescimento é um tratamento um pouco diferente dos anteriores em que não 
há propriamente uma austenitização do aço. O tratamento é aplicado em aços 
hipereutetóides e consiste em aquecer e resfriar alternadamente durante algum tempo a 
peça um pouco acima e um pouco abaixo do limite inferior da zona crítica. 
 
 O coalescimento faz com que a cementita do aço hipereutetóide se concentre em 
formas aproximadamente esféricas, provocando um aumento na ductilidade dos aços com 
alto teor de carbono em relação às estruturas normais. 
 
 O objetivo do tratamento é, através do aumento da ductilidade, facilitar a 
usinagem e a deformação a frio de aços com alto teor de carbono. 
 
83 
6.2.5 Austêmpera 
 
 A austêmpera já é um tratamento isotérmico que tem como objetivo obter uma 
estrutura bainítica uniforme e portanto resistência mecânica e dureza altas. Consiste em 
aquecer o aço a uma temperatura acima do limite superior da zona crítica e manter até a 
completa austenitização, resfriar posteriormente até uma temperatura em que haja 
formação de bainita sem "cortar" o cotovelo da curva e manter a essa temperatura até a 
completa transformação da austenita em bainita. 
 
 Na figura 6.6 é mostrada de forma esquemática a curva de transformação 
característica da austêmpera. 
 
6.2.6 Martêmpera 
 
 A martêmpera consiste em aquecer o aço a uma temperatura acima do limite 
superior da zona crítica e manter até a completa austenitização, resfriar posteriormente 
até uma temperatura pouco acima da temperatura de início da formação de martensita 
(Mi), manter até que toda a peça atinja essa temperatura e resfriar rapidamente até a 
temperatura ambiente para que a austenita transforme-se em martensita. 
Fi/Ci 
I F 
A1 
A3 
Mi 
Mf 
T
e
m
p
e
r
a
tu
r
a
 
tempo 
Curva de 
tratamento 
Figura 6.6 Tratamento térmico de austêmpera. 
84 
 
 A estrutura final é composta de martensita mais homogênea e com menos tensões 
internas, uma vez que a temperatura da peça torna-se homogênea, ainda com a estrutura 
austenítica, a uma temperatura pouco acima de Mi (que não é muito alta), permitindo um 
resfriamento menos drástico para provocar a transformação da austenita em martensita. 
 
 O objetivo da martêmpera é também aumentar a resistência e a dureza do aço. 
 
 
6.3 Tratamentos termoquímicos 
 
 Além dos tratamentos térmicos usuais podem ser aplicados com objetivos 
específicos tratamentos denominados de tratamentos termoquímicos. Esses tratamentos 
consistem em promover uma modificação parcial e localizada da composição química na 
superfície da peça, a altas temperaturas, visando um aumento da dureza superficial da 
peça, mantendo o núcleo dúctil. 
 
 Os principais tratamento termoquímicos podem ser classificados em: 
 
 
Fi/Ci 
I F 
A1 
A3 
Mi 
Mf 
T
e
m
p
e
r
a
tu
r
a
 
tempo 
Curva de 
tratamento 
Figura 6.7 Tratamento térmico de martêmpera. 
85 
- cementação 
- nitretação 
- carbonitretação 
 
6.3.1 Cementação 
 
 A cementação consiste em introduzir carbono, por difusão, na superfície da peça, 
para aumentar o teor local e temperar posteriormente para obter uma alta dureza 
superficial e portanto maior resistência ao desgaste. Para tanto a peça deve ser aquecida a 
uma temperatura acima do limite superior da zona crítica para se obter uma estrutura 
austenítica e expô-la, a essa temperatura, ao contato com substâncias capazes de liberar 
carbono (agente carbonetante). Mantém-se durante um tempo suficiente para atingir o 
teor de carbono desejado na profundidade requerida e tempera-se posteriormente. A 
têmpera pode ser realizada resfriando-se rapidamente a peça após a cementação ou pode-
se normalizá-la, através de um resfriamento ao ar, para refinar a estrutura, e temperá-la 
posteriormente. 
 
 O tratamento é normalmente aplicado em aços hipoeutetóides e a estrutura final 
será constituída de martensita na superfície e de perlita e ferrita primária no núcleo. 
 
 Como o processo depende de movimentos de átomos de carbono por difusão na 
superfície da peça sua eficiência depende basicamente de três fatores: 
 
 Teor inicial de carbono na peça: quanto menor o teor inicial de carbono no 
aço, maior a velocidade de difusão pois maior é o gradiente de concentração 
entre o meio que libera carbono e a peça. 
 
 Temperatura: quanto maior a temperatura maior o coeficiente de difusão e 
portanto mais rápido o processo. 
 
 Agente carbonetante: quanto maior a eficiência com que o agente 
carbonetante libertar carbono mais rápido o processo. 
 
 As condições para a cementação dependem da composição do aço e do teor de 
carbono e da profundidade de enriquecimento desejados, mas de um modo geral pode-se 
86 
dizer que as temperaturas de tratamento variam em torno de 900 a 950°C, a profundidade 
enriquecida em torno de 1 mm e o teor de carbono deve atingir algo em torno de 1%. 
 
 Um agente carbonetante que pode ser utilizado é o monóxido de carbono (CO) e 
nesse caso a reação fundamental da cementação pode ser representada como: 
 
 2 CO + 3 Fe  Fe3C + CO2 
 
No caso de se usar o metano (CH4) a reação é representada como: 
 
 CH4 + 3 Fe  Fe3C + 2 H2 
 
O CO2 e o H2 são gases e como as reações são reversíveis, devem ser eliminados para 
evitar que haja a reação em sentido contrário descarbonetando novamente a superfície da 
peça. 
 
 A cementação pode ser realizada utilizando agentes carbonetantes sólidos, 
líquidos ou gasosos. 
 
 Um exemplo de agente carbonetante sólido é o carvão. Nesse caso a peça pode 
ser envolvida por carbono em um recipiente adequado que é então colocado no forno para 
realizar a cementação. As reações características podem ser representadas como: 
 
 C (carvão) + O2 (ar)  CO2 
 
 CO2 + C (carvão)  2 CO 
 
 2 CO + 6 Fe  2 Fe3C + O2 
 
 É um processo simples e barato mas de difícil controle não permitindo resultados 
precisos. 
 
 Como agentes carbonetantes líquidos podem ser utilizados por exemplo o 
cianeto de sódio e o cianeto de bário. Nesse caso a reação pode ser representada como: 
 
 Ba(CN)2 + 3 Fe  Fe3C + BaCN2 
87 
 
 Esse processo é rápido permite um bom controle mas é perigoso devido à 
toxidade dos produtos químicos utilizados. 
 
 Como agentes carbonetantes gasosos podem ser utilizados o CO, o CH4, o CH6 
entre outros. Nesse caso um fluxo do gás passa continuamente sobre a superfície da peça 
no forno à temperatura adequada permitindo a cementação. 
 
 O agente gasoso permite um controle mais rigoroso do processo e a obtenção de 
resultados mais precisos, sendo bastante empregado industrialmente. 
 
6.3.2 Nitretação 
 
 A nitretação consiste em introduzir nitrogênio na superfície da peça. A peça é 
colocada em contato com o nitrogênio a temperaturas mais baixas que as necessárias para 
a cementação (em torno de 500°C) que forma nitretos de alta resistência com elementos 
de liga que além de aumentar a resistência ao desgaste aumentam também a resistência à 
corrosão. O processo tem, no entanto alguns incovenientes em relação à cementação. Os 
tempos de tratamento são longos (50 a 70 horas), a profundidade afetada é baixa (em 
torno de 0,8 mm), provoca alterações dimensionais devido à formação dos nitretos e só é 
aplicável a aços com elementos de ligas que formem os nitretos. 
 
6.3.3 Cianetação 
 
 A cianetação consiste na introdução de carbono e nitrogênio na superfície da peça 
através da exposição da mesma à ação de cianetos a altas temperaturas (em tornode 750 
a 850°C). 
 
 Utilizando-se o cianeto de sódio (NaCN) as reações podem ser representadas 
como: 
 
 2 NaCN + O2  2 NaCNO 
 
 4 NaCNO  Na2CO3 + 2 NaCN + CO + 2 N 
88 
 Como a temperatura é alta o monóxido de carbono (CO) permite a cementação da 
peça e o nitrogênio (N) forma nitretos. A peça pode então ser temperada após a 
cianetação. 
 
 A profundidade enriquecida é menor que a obtida na cementação mas a dureza é 
maior. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
89 
 
Capítulo 7 
 
OXIDAÇÃO DOS MATERIAIS 
METÁLICOS 
 
 
7.1 Conceitos gerais 
 
 Muitos metais reagem com o oxigênio liberando energia e, portanto, atingindo um 
estado de maior estabilidade. Por isso muitos metais são encontrados na natureza em 
forma de óxido. Assim a oxidação de um metal é resultante da reação deste com o 
oxigênio do ar formando um oxido metálico. 
 
 A oxidação de um metal no estado sólido depende da difusão do oxigênio sendo 
mais efetiva a altas temperaturas. 
 
 Quando um metal entra em contato com o oxigênio dois casos podem ocorrer. Se 
o oxigênio for quimicamente inativo em relação ao metal ele forma apenas uma camada 
na superfície fracamente ligada por forças de Van der Waals, que são facilmente 
eliminadas por exposição do metal ao vácuo. Essa camada de gás é denominada camada 
adsorvida. Um exemplo de camada adsorvida é a formada na superfície do ouro. No 
entanto se o oxigênio for quimicamente ativo em relação ao metal ocorrerá uma reação 
química formando um óxido do metal. Um exemplo de camada oxidada é a formada na 
superfície do alumínio. 
 
 A força motriz para a oxidação é a diminuição da energia livre durante a formação 
do óxido. Quanto mais negativa for a variação de energia livre durante a reação de 
oxidação maior a tendência de oxidação do metal. Na tabela 1 são apresentadas as 
variações de energia livre por átomo de oxigênio para diferentes metais. 
 
Pode-se observar na tabela que a maior parte dos metais apresenta variação 
negativa de energia livre durante a oxidação apresentando, portanto, tendência à 
90 
oxidação. O magnésio, por exemplo, apresenta uma maior tendência à oxidação que o 
ferro, uma vez que apresenta uma maior variação negativa da energia livre durante a 
reação. O ouro e a prata não apresentam tendência à oxidação, já que a reação implicaria 
em uma variação positiva da energia livre, indicando que o óxido é menos estável que o 
metal. 
 
Tabela 1 – Energia livre. 
Energia livre de formação de óxido de 
metais [kcal] 
Magnésio -130 
Alumínio -120 
Cromo -81 
Zinco -71 
Ferro -55 
Cobre -31 
Prata +0,6 
Ouro +10 
 
 
7.2 Óxidos protetores e não protetores 
 
 Se o metal apresenta tendência à oxidação, a camada inicial de óxido forma-se 
rapidamente com o contato da superfície da peça com o ar, mas a continuidade da 
oxidação através do crescimento dessa camada depende do fato da mesma ser protetora 
ou não protetora. A camada vai ser tanto mais protetora quanto maior a dificuldade de 
difusão do oxigênio através dela para permitir a continuidade da oxidação no interior da 
peça. Assim se ela for densa ela tende a ser protetora e se for porosa tende a ser não 
protetora. O alumínio, por exemplo, forma uma camada de óxido protetora e o ferro uma 
camada não protetora. 
 
 Para examinar se uma camada inicial de óxido é protetora ou não protetora é, 
então, necessário determinar se a mesma é densa ou porosa, o que é feito aplicando a 
relação de Pilling-Bedworth (RPB) definida por: 
 
91 
 
metal
oxido
V
V
RPB 
 (7.1) 
 
Sendo Vóxido o volume do óxido formado na reação e Vmetal o volume de metal consumido 
na formação do óxido. Considerando que a densidade (D) é igual à relação entre massa 
(M) e o volume (V), ou seja: 
 
 
V
M
D 
 (7.2) 
 
obtém-se: 
 
 
oxido
oxido
oxido
D
M
V 
 
(7.3) 
 
onde Móxido é o peso molecular do óxido e Dóxido é a densidade do óxido, e 
 
 
metal
metal
metal
D
M
V 
 (7.4) 
 
onde Mmetal é o peso molecular do metal consumido durante a oxidação e Dmetal é a 
densidade do metal. 
 
 Supondo que o óxido formado apresente a composição MeaOb, ou seja contenha 
“a” átomos de metal (Me) e “b” átomos de oxigênio (O), a massa do óxido é dada por: 
 
 
 om
AA
o
A
m
oxido mbma
NN
m
b
N
m
aM 
1
 (7.5) 
 
e a massa do metal consumido na formação do óxido é dada por: 
 
 
A
m
metal
N
m
aM 
 (7.6) 
onde: 
 
92 
 mm = massa atômica do metal [g/átomo grama] 
 mo = massa atômica do oxigênio [g/átomo grama] 
 NA = número de Avogadro = 6.02 x 10
23
 [átomo/átomo grama] 
 
Das equações 7.1, 7.3, 7.4, 7.5 e 7.6 obtém-se: 
 
 
 
metal
A
m
oxido
om
A
D
N
m
a
D
mbma
N
RPB



1
 
(7.7) 
 
ou, 
 
  
oxidom
metalom
Dma
Dmbma
RPB



 (7.8) 
 
 Dependendo do valor da relação de Pilling-Bedworth (RPB) o óxido será protetor 
ou não protetor e três casos podem ocorrer: 
 
 Se, para um determinado óxido, a relação apresentar um valor entre 1 e 2 (1  RBP 
 2) o volume do óxido formado é aproximadamente igual ou pouco maior que o 
volume do metal consumido na sua formação e, portanto a camada de óxido é densa, 
dificultando a difusão de oxigênio para o interior da peça metálica para dar 
continuidade à oxidação. Nesse caso o óxido é protetor. 
 
 Se a relação for menor que um (RPB<1), o volume do óxido formado é menor que o 
volume do metal consumido e, portanto a camada de óxido é porosa, facilitando a 
difusão do oxigênio para o interior da peça para dar continuidade à oxidação. Nesse 
caso o óxido é não protetor. 
 
 Se a relação for maior que dois (RPB>2), o volume do óxido formado é muito maior 
que o volume do metal consumido provocando tensões na superfície da peça. Essas 
tensões podem provocar o lascamento da camada de óxido, expondo partes internas 
93 
da peça à ação do oxigênio e facilitando, portanto a continuidade da oxidação. Nesse 
caso o óxido é também não protetor. 
 
 Além da densidade da camada, para que o óxido seja protetor dois outros fatores 
são importantes. Um primeiro fator é que o óxido formado deve ser aderente ao metal, 
caso contrário a camada pode romper-se, descolando da superfície que fica novamente 
exposta à ação do oxigênio. Um outro fator é o óxido não ser volátil, pois seria absorvido 
pela atmosfera permitindo a continuidade da oxidação. 
 
7.3 Mecanismos de crescimento da camada de óxido 
 
 O crescimento da camada de óxido formada com o contato da peça com o 
oxigênio do ar depende da continuidade da reação de oxidação. Considerando que o 
oxigênio apresenta a seguinte distribuição de elétrons nas suas camadas: 1s
2
 2s
2
 2p
4
, a 
reação de oxidação se dará através da ionização do metal (Me) perdendo “n” elétrons e 
tornando-se um íon positivo (Me 
n+
), e da formação de íons negativos de oxigênio (O 
2-
) 
através da absorção desses elétrons, permitindo a formação de ligações iônicas, ou seja: 
 
 Me  Me n+ + n e– 
 
 ½ O
2
 + 2 e 
-
  O 2- 
 
 Assim a continuidade da reação depende do movimento, por difusão, através da 
camada de óxido dos íons metálicos e dos íons de oxigênio e da condutibilidade elétrica 
da camadapara permitir a movimentação dos elétrons, conforme indicado na figura 7.1. 
Dependendo da maior ou menor facilidade de difusão na camada de óxido e da sua 
condutibilidade elétrica, a reação pode ocorrer na interface óxido/ar, na interface 
óxido/metal ou no interior da camada de óxido. 
 
 
94 
 
 
7.4 Casos especiais de oxidação 
 
 É interessante ainda citar dois casos especiais de oxidação que são a oxidação 
seletiva e a oxidação intergranular. 
 
 A oxidação seletiva ocorre quando um dos componentes de uma liga se oxida 
mais rapidamente que outros. Essa oxidação pode ser benéfica, se o óxido formado for 
protetor, como no caso de componentes como o cromo e o alumínio. Mas pode ser 
prejudicial se, por exemplo, houver a formação de um óxido volátil, como no caso da 
oxidação do carbono dos aços formando monóxido de carbono (CO) na forma de gás, que 
é absorvido pela atmosfera, provocando uma redução de dureza na superfície da peça. 
 
 A oxidação intergranular ocorre porque os contornos de grão no interior do 
material metálico permitem uma difusão mais fácil do oxigênio levando a uma oxidação 
mais rápida nas regiões próximas desses contornos, diminuindo a resistência mecânica do 
material. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Camada de 
óxido 
metal Me
+
 
e
+
 
O2 
O
2-
 
Figura 7.1 Possibilidades de movimentação da 
molécula de oxigênio, dos íons e 
elétrons na camada de óxido. 
95 
 
Capítulo 8 
 
CORROSÃO DOS MATERIAIS 
METÁLICOS 
_____________________________________________________________
__ 
 
 
8.1 Conceitos gerais 
 
A corrosão pode ser definida como a dissolução eletroquímica de metais em íons, 
liberando elétrons, que ocorre quando metais dessemelhantes são colocados em contato 
elétrico na presença de um eletrólito, formando uma célula galvânica, ou seja, criando 
uma diferença de potencial que permite a passagem de uma corrente elétrica. O eletrólito 
é caracterizado por uma solução condutora de eletricidade. Os metais são considerados 
dessemelhantes quando a ionização de quantidades equivalentes dos mesmos envolve 
diferentes variações de energia livre. 
 
Na célula galvânica o metal que recebe elétrons é denominado catodo e é 
protegido. O metal que se dissolve em íons e cede elétrons é denominado anodo e sofre a 
corrosão. Assim, dependendo da propensão para ionizar-se o metal será considerado 
anódico ou catódico. A medida da maior ou menor propensão a ionizar-se é feita através 
da diferença de potencial envolvida na ionização do metal, que está associada à energia 
livre (variações negativas de energia livre estão associadas a valores positivos de 
diferença de potencial). Para realizar essas medidas adota-se o hidrogênio (H2) como 
referência, estabelecendo-se para a ionização do mesmo o valor zero. Assim é 
estabelecida uma célula galvânica, conforme a apresentada na figura 8.1, em que o 
hidrogênio constitui um dos eletrodos e o metal o outro. As reações que podem ocorrer na 
célula, dependendo do metal ou do hidrogênio sofrerem a ionização são representadas 
por: 
 
Me  Men+ + n.e- 
96 
 
H2  2.H
+
 + 2
-
 
 
 
 
Se a diferença de potencial medida for positiva o metal funciona como anodo e o 
hidrogênio como catodo. Se a diferença de potencial for negativa o metal funciona como 
catodo e o hidrogênio como anodo. Os resultados dessas medidas são apresentados em 
forma de uma tabela de força eletromotriz, onde a diferença de potencial é denominada 
potencial de eletrodo. A tabela 8.1 mostra resultados para alguns metais. Assim, se dois 
metais dessemelhantes forem colocados em contato elétrico o que apresentar maior 
diferença de potencial (maior potencial de eletrodo) funcionará como anodo, sendo 
corroído e o que apresentar menor diferença de potencial (potencial de eletrodo) 
funcionará como catodo, sendo protegido. Da tabela pode-se observar que o ferro 
funciona como anodo em relação ao hidrogênio e a prata funciona como catodo em 
relação ao nitrogênio. Se a prata e o ferro forem os eletrodos, a prata funciona como 
catodo e o ferro como anodo. 
 
 
8.2 Mecanismo de corrosão galvânica 
 
Considerando a formação de uma célula galvânica entre o ferro (Fe) e um outro 
metal (Me), tal que o ferro se comporte como anodo e o metal como catodo, conforme 
eletrólito 
Me H2 
H2 
Figura 8.1 Célula galvânica formada por um 
metal de o hidrogênio 
97 
apresentado na figura 8.2. O ferro, por ser o anodo na célula, se decomporá em íons, que 
podem ser do tipo ferroso (Fe2+) ou férrico (Fe3+), e elétrons, segundo as reações: 
 
Fe  Fe2+ + 2 e- 
 
Fe
2+
  Fe3+ + e- 
Como a presença da umidade do ar pode fornecer íons de hidrogênio através da reação: 
 
H20  H
+
 + (OH)
-
 
 
Os íons de hidrogênio consomem elétrons segundo a reação: 
 
2.H
+
 + e
-
  H2 
 
Como o H2 é um gás ele é absorvido pela atmosfera e a reação continua consumindo mais 
elétrons e dando continuidade à corrosão. Quanto mais ácido o eletrólito (mais H
-
), maior 
a corrosão. 
 
Os íons hidroxila [(OH)-] reagem com os íons férricos da seguinte forma: 
 
 Fe
3+
 + 3.(OH)
-
 
  Fe(OH)3 
 
eletrólito 
Me Fe 
Figura 8.2 Célula galvânica formada pelo ferro e 
um metal. 
98 
O composto Fe(OH)3 é denominado hidróxido férrico ou ferrugem. Devido à maior 
mobilidade dos íons férricos em relação à hidroxila, eles se movem em direção ao catodo 
onde ocorre a formação da ferrugem. A presença do oxigênio no ar aumenta a formação 
de ferrugem devido à formação dos íons hidroxila através da reação: 
 
 
2.H2O + O2 + 4.e
-
  4.(OH)- 
 
Essa reação acelera a corrosão por consumir mais elétrons. 
 
Tabela 1 – Série de força eletromotriz. 
SÉRIE DE FORÇA ELETROMOTRIZ 
Reação de ionização Potencial de eletrodo (V) 
Mg  Mg2+ + 2.e- +2,34 
Al  Al3+ + 3.e- +1,67 
Zn  Zn2+ + 2.e- +0,76 
Cr  Cr3+ + 3.e- +0,71 
Fe  Fe2+ + 2.e- +0,44 
Sn  Sn2+ + 2.e- +0,13 
H2  2.H
+
 + 2.e
-
 0,00 
Ag  Ag+ + e- -0,80 
Pt  Pt2+ + e- -1,20 
Au  Au+ + e- -1,68 
 
 
8.3 Galvanoplastia 
 
Denomina-se galvanoplastia a eletrodeposição de uma camada de um metal sobre 
a superfície de outro com o objetivo de protegê-la. A galvanoplastia utiliza os princípios 
da célula galvânica sendo que o metal a ser depositado deve funcionar como anodo e o 
metal que vai sofrer a deposição como catodo, conforme mostrado na figura 8.3. Em 
geral aplica-se uma diferença de potencial externa para acelerar o processo. No caso de 
ser conveniente depositar uma camada de um metal mais catódico sobre um mais 
anódico, pode-se aplicar uma diferença de potencial externa que inverta os potenciais de 
99 
eletrodo. Assim a deposição de cromo sobre o ferro é natural, mas a deposição de estanho 
sobre o ferro precisa ser provocada invertendo o potencial de eletrodo (ver tabela 8.1). 
 
 
8.4 Tipos de células galvânicas 
 
Existem três tipos principais de células galvânicas: as células de composição, as 
células de tensão e as células de concentração. A seguir serão descritas cada uma delas. 
 
 
 Célula de composição é aquela que ocorre devido ao contato elétrico de dois 
metais dessemelhantes na presença de um eletrólito, sendo um metal (catodo) 
protegido e o outro (anodo) corroído. Na figura 8.4 são mostrados dois 
exemplos de célula de composição formada quando chapas de aço sofrem a 
deposição de estanho ou de zinco. Se houver um risco na chapa expondo os 
dois metais, no caso da chapa recoberta com estanho o aço (Fe) funciona 
como anodo e é corroído e no casoda chapa recoberta com zinco o aço 
funciona como catodo e é protegido (ver tabela 8.1). 
eletrólito 
Cr (anodo) 
Peça de aço 
(catodo) 
Cr
2+
 
  
Figura 8.3 Processo de galvanoplastia (cromo depositado sobre 
uma peça de aço). 
100 
 
 
 Célula de tensão é aquela que ocorre devido a tensões localizadas em uma 
peça que criam pares galvânicos. Essa tensão pode ser resultante, por 
exemplo, de uma deformação a frio localizada. Na figura 8.5 é mostrada uma 
chapa dobrada a frio onde a região deformada funciona como anodo e a 
região não deformada funciona como catodo. Os contornos de grão são 
também regiões de maior tensão em relação ao interior do grão, funcionando 
como anodos e provocando corrosão intergranular. 
 
 Célula de concentração é 
aquela que ocorre quando há uma diferença de concentração localizada do 
eletrólito na superfície da peça. A região com maior concentração funciona 
como catodo e a com menor concentração funciona como anodo. Na figura 
8.6 é mostrado um exemplo desse tipo de célula em que um monte de areia 
colocado sobre uma chapa de aço isola uma parte da superfície do eletrólito 
(umidade do ar) provocando corrosão na chapa sob a areia. 
Estanho (catodo) 
 
Aço (catodo) 
 
Zinco (anodo) 
Figura 8.4 - Exemplos de células de composição: chapas de aço recobertas com zinco e estanho. 
 
Aço (anodo) 
 
anodo 
catodo 
catodo 
Figura 8.5 Exemplo de célula de tensão (chapa 
dobrada a frio). 
101 
 
 
8.5 Prevenção contra a corrosão 
 
Os principais métodos usados para minimizar os efeitos da corrosão são descritos 
a seguir. 
 
 Uso de camadas de proteção constituídas por pinturas ou recobrimentos que 
visam isolar os eletrodos dos eletrólitos evitando a formação da célula 
galvânica. 
 
 Evitar a formação de pares galvânicos usando metais puros ou ligas monofásicas, o 
que é difícil do ponto de vista prático já que ligas com estrutura polifásica 
apresentam em geral propriedades mais convenientes para aplicações tecnológicas 
do que metais puros ou ligas monofásicas. 
 
 Uso de proteção galvânica através da introdução de anodos de sacrifício que 
corroem preferencialmente protegendo o metal principal. Um exemplo disso 
são placas de zinco aplicadas nos cascos de navio, que corroem 
preferencialmente protegendo o aço. Essas placas devem ser trocadas 
periodicamente. 
 
 
areia 
Chapa de aço 
açoaço 
Chapa de aço 
aaçoaço 
corrosão 
Figura 8.6 Exemplo de corrosão devido a diferença de concentração do 
eletrólito localizada.