7 Metalurgia da Soldagem Soldagem de Aços C 2014 2

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SOLDAGEM de AÇOS TRANSFORMÁVEIS 
(ao carbono) 
 
 
 
 
MINISTÉRIO DA EDUCAÇÃO E DO DESPORTO 
Universidade Federal de Ouro Preto 
Escola de Minas – Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais 
Grupo de Estudo Sobre Fratura de Materiais 
Telefax: 55 - 31 - 3559.1561 – E-mail: demet@em.ufop.br 
 
 
 
MINISTÉRIO DA EDUCAÇÃO 
Universidade Federal de Ouro Preto 
Escola de Minas – Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais 
Telefax: 55 - 31 - 3559.1561 – E-mail: demet@em.ufop.br 
 
 
 
 
MINISTÉRIO DA EDUCAÇÃO E DO DESPORTO 
Universidade Federal de Ouro Preto 
Escola de Minas – Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais 
Grupo de Estudo Sobre Fratura de Materiais 
Telefax: 55 - 31 - 3559.1561 – E-mail: demet@em.ufop.br 
 
 
 
Prof. Luiz Cláudio Cândido 
candido@em.ufop.br 
TECNOLOGIA E METALURGIA DA SOLDAGEM 
(MET 140) 
METALURGIA da SOLDAGEM 
Metalurgia da Soldagem 
Solidificação em uma junta soldada 
Transformação e microestruturas de um aço-carbono (ligas ferríticas) 
Representação esquemática de fases e constituintes de um aço em função da velocidade de resfriamento após austenitização. 
3 
Tipos de Aços 
• Aços carbono 
– Aços comuns classificados de acordo com o teor de carbono (0 a 2%) 
• Aços de baixa liga 
– Aços com teor de liga entre 1,5 e 5% (Cromo , Níquel, Manganês, 
Silício, Molibdênio e Vanadio) 
• Aços de média liga 
– Aços com teor de liga entre 5 e 10% (Cromo , Níquel, Manganês, 
Silício, Molibdênio e Vanâdio) 
• Aços de alta liga 
– Aços especiais com teores de liga acima de 10% 
 ( ex. aços inoxidáveis e aços ferramenta) 
4 
Classificação dos Aços 
• Teor de carbono 
– < 0,15%: aço “extra-doce” ou baixo carbono 
– 0,15 a 0,30%: “aço doce” 
– 0,30 a 0,40%: “aço meio-doce” ou médio carbono 
– 0,40 a 0,60%: aço meio-duro ou médio carbono 
– 0,60 a 0,70%: aço duro ou alto carbono 
– 0,70 a 1,2%: aço extra-duro ou alto carbono 
 
 ABNT e SAE/AISI 
5 
SOLDAGEM DE AÇOS TRANSFORMÁVEIS 
1) AÇOS CARBONO E CARBONO-MANGANÊS 
- Aços BC: %C  0,25% 
- Aços MC: 0,25 < %C  0, 50% 
- Aços AC: %C > 0,50 
- Si:  0,4 % 
- Mn  1,0% 
- Al  0,01 – 0,02% 
Sabe-se que: 
 
  % C 
- resistência mecânica  
- ductilidade  
- facilidade de ser soldado  
2) AÇOS MICROLIGADOS 
- Características mecânicas: granulação extremamente fina associada ao fenômeno de 
 precipitação. 
- Aços C-Mn + Al, V, Ti ou Nb ( 0,1%) 
 Mo, Ni ou Cr 
- Aços de alta resistência mecânica e baixa liga. 
6 
3) AÇOS LIGADOS 
- Adições intencionais de elementos de liga diferentes do carbono, visando características 
 desejáveis. 
- Aços de baixa liga: com adições de até 5% 
- Aços de média liga: com adições de 5 a 10% 
- Aços de alta liga: com adições superiores a 10% 
Existem vários tipos de aços de baixa e média liga, com diferentes composições químicas, onde 
podem ser submetidos a diferentes tratamentos térmicos, visando atender as demandas das 
mais diferentes aplicações. 
Ex.: - Aços de baixa e média liga temperados e revenidos: 
 São aços fornecidos na condição tratada termicamente, com limites de escoamento de 
até em torno de 1050MPa, dependendo de sua composição química, espessura e 
tratamento térmico. Na maioria dos casos este tratamento consiste de têmpera e 
revenido e, em alguns casos, de tratamento de envelhecimento para endurecimento por 
precipitação. Contêm adições variáveis de elementos como Mn, Cr, Mo, Ni e V. 
- Aços de baixa e média liga “resistentes ao calor”: 
 São aços que contêm até 1% Mo e 9%Cr e usados, devido a sua resistência a 
temperaturas elevadas (até cerca de 400oC) e resistência à corrosão. São usados 
largamente na indústria petroquímica. 
- Aços níquel: 
 São aços que contêm adições de Ni entre 2,5 a 9%. Empregados em serviços a baixas 
temperaturas. 
7 
Resistência mecânica de um aço em função de seu carbono equivalente. 
 OBS.: Carbono equivalente (Segundo o IIW): 
 
 CE = %C + %Mn/6 + (%Cr + %Mo + %V)/5 + (%Ni + %Cu)/15 
 O CE é empregado para relacionar a temperabilidade de um aço e sua soldabilidade; 
 quanto maior for o seu valor, mais temperável será o aço e pior sua soldabilidade. 
• Os aços carbono são ligas de Fe-C, com a quantidade de carbono usualmente inferior a 
0,5%, e contendo em quantidades pequenas e variáveis de Mn, P, S e Si. As propriedades 
mecânicas e a soldabilidade destes aços dependem fundamentalmente da % de carbono 
contida, embora sofram influência dos demais elementos assim como dos ciclos térmicos 
envolvidos. 
6
)SiMn%(
C%Ceq

 3
P%
15
)CuNi%(
5
Cr%
4
Mo%
6
Mn%
C%Ceq 


Outras: 
8 
9 
Solda: “fusão com tratamento térmico” 
Pré-aquecimento: 
- aquecimento prévio da junta entre 50 e 540ºC; 
- reduz produção de martensita; 
- recomendado para aços de alto carbono e teor de liga. 
Onde 
10 
Temperaturas de pré-aquecimento 
11 
Sistema metaestável – diagrama Fe-Fe3C. 12 
Uma seção do diagrama de equilíbrio Fe-C mostrando a reação peritética. 
13 
Carbon steel weld; (a) HAZ; (b) phase diagram. 
14 
Schematic showing various subzones that can form in the HAZ of a carbon steel containing 0.15% C. 
15 
• A grande maioria de aços carbono empregados como elementos soldados tem % de C inferior 
a 0,30%. Esses aços podem ser soldados pelos processos usuais de soldagem. 
 
• Geralmente aços carbono contendo teores de C  0,30% e de Mn  1,60% podem ser 
soldados satisfatoriamente sem pré-aquecimento ou pós-aquecimento em espessuras 
inferiores a 25mm. 
 
• No entanto, em aços carbono com teores de C > 0,20% e de Mn > 1,00%, deve-se especificar 
procedimentos de soldagem que resultem em baixos teores de hidrogênio dissolvido na solda. 
• Quando a espessura da peça a ser soldada é maior que 25mm, podem ser necessárias 
precauções adicionais na soldagem como por exemplo, pré-aquecimento, controle da 
temperatura interpasses e tratamento térmico de alívio de tensões. 
 
• Tais precauções visam evitar o trincamento que pode ocorrer na ZF ou na ZTA e a redução 
das propriedades mecânicas da junta soldada. 
• Quando, além de grandes espessuras, o material possui teores elevados de C e Mn as 
precauções com a soldagem devem ser mais rigorosas. 
 
• Devem-se incluir nos procedimentos de soldagem cuidados que resultem em baixos teores de 
hidrogênio. Nesses casos são desejáveis a utilização de processos com alta energia de 
soldagem e/ou pré-aquecimento. 
SOLDAGEM DE AÇOS CARBONO 
16 
• Para os aços com baixo teor de carbono e baixa liga, a poça de fusão solidifica-se, 
inicialmente, inicialmente como ferrita, podendo sofrer uma reação peritética com a formação 
de austenita. 
• Assim, a estrutura da ZF (metal de solda) de aços baixo carbono e baixa liga é resultado do 
crescimento epitaxial colunar do metal de solda solidificado, sendo influenciada pelo estado 
inicial da austenita (composição, tamanho de grão, micro-segregações e estado de 
deformação), das condições de aquecimento e resfriamento, bem como o efeito dos 
elementos de liga. 
• Em uma solda de um só passe, a estrutura da ZF será formada pelos produtos da 
decomposição da austenita em ferrita durante o ciclo de resfriamento contínuo, sendo que a 
ferrita assume diferentes morfologias, algumas de grande semelhança. 
• Durante o resfriamento, a ferrita remanescentetransforma-se em austenita. Esta, em função 
das elevadas temperaturas, sofre um grande crescimento de grãos, tendendo a apresentar 
uma estrutura de grãos colunares e grosseiros, similar à estrutura original de fusão da ZF. 
 
 Em temperaturas mais baixas, inferiores a 900°C, a austenita se decompõe, resultando em 
diferentes produtos ou constituintes. 
 
• Em soldas multipasses, a microestrutura será ainda mais complexa, sendo formada por 
regiões reaquecidas e alteradas pelos ciclos térmicos dos passes seguintes e por regiões que 
permaneceram basicamente inalteradas. As características desta estrutura, tanto em escala 
microscópica como em escala sub-microscópica, são fundamentais na determinação das 
propriedades finais da ZF. 
17 
Metalurgia da soldagem 
18 
Representação esquemática de microestruturas de um aço hipoeutetóide em função 
de sua velocidade de resfriamento a partir do campo austenítico. 
Microestruturas de Aços 
• Estruturas presentes no Diagrama de Fases Fe-C 
– Ferrita, Austenita, Cementita e Perlita 
19 
Microestruturas de Aços 
• Estruturas que aparecem com velocidades de resfriamento mais elevadas 
 
 Bainita Martensita 
20 
DIAGRAMA TTT e TRC 
A temperatura exerce grande influência sobre a microestrutura do 
material. Podendo variar muito suas propriedades mecânicas. 
 
21 
DIAGRAMAS TTT e TRC 
• Aliando fator temperatura ao tempo surgem os diagramas TTT e TRC. 
Responsáveis por indicar como o material irá se comportar durante a 
mudança de temperatura e tempo. 
22 
COMPOSTOS da TRANSFORMAÇÃO TÉRMICA 
PERLITA – Formada por ferrita e cementita. Inicia a transformação entre 
727 e 540 °C. 
 
23 
BAINITA 
• Bainita Superior – Inicia transformação 
entre 540 e 300°C 
 
• Bainita Inferior – Inicia transformação 
entre 300 e 200°C 
24 
Micrografias - BAINITAS: Superior e Inferior 
25 
CEMENTITA GLOBULIZADA 
Perlita ou bainita for aquecida e 
deixada a uma temperatura abaixo 
da temperatura eutetóide durante 
um período longo, próximo 700°C . 
26 
MARTENSITA 
27 
ILUSTRAÇÃO 
28 
Microestrutura da ZF (aços BC e de baixa liga) 
Resfriamento na soldagem: 
A ZF torna-se austenítica e, posteriormente, se decompõe, resultando em diferentes 
produtos (fases e constituintes). 
Estes produtos aparecem em diferentes proporções, tanto em função do estado inicial da 
austenita, como das condições de resfriamento e das solicitações mecânicas resultantes 
da soldagem. 
A microestrutura final da ZF, em uma solda em um só passe, será formada por estes 
produtos e pelos elementos da estrutura primária que não sofreram transformações (por 
exemplo, inclusões). 
As fases resultantes da decomposição da austenita são basicamente: ferrita, cementita e 
martensita. 
Além destas, pequenas quantidades de austenita podem permanecer inalteradas (austenita 
retida ou residual) e diferentes precipitados (carbonetos, nitretos, etc.) e inclusões podem 
existir. 
29 
a) Ferrita de contorno de grão 
Como resultado da ação dos diferentes mecanismos de transformação, estas fases podem 
aparecer segundo uma série de morfologias que podem ser classificadas como: 
b) Placas laterais de ferrita 
c) Ferrita poligonal 
d) Ferrita acicular 
e) Perlita 
f) Constituintes intermediários 
g) Martensita 
h) Precipitados e outros constituintes 
30 
Constituintes da ZF de aços ferríticos observados ao microscópio ótico, segundo o sistema do IIW. 
31 
Constituintes no esquema de classificação da microestrutura de metal solda de baixo carbono do IIW. 
32 
Comparação dos principais esquemas de classificação de ferrita e de constituintes em metal de solda em aços baixo carbono. 
33 
Description of ferrite/carbide microconstituents in low-carbon steel welds 
34 
Características gerais de elementos estruturais: 
a) Ferrita de contorno de grão 
•Corresponde a cristais de ferrita que são nucleados em contornos de grãos austeníticos a 
temperaturas mais altas (800 – 850oC), sendo os primeiros a serem formados. Apresentam 
usualmente uma forma lenticular ou equiaxial. 
Desenho esquemático mostrando a morfologia da ferrita de contorno de grão (a); formação de veios de ferrita de 
contorno de grão na estrutura de grãos colunares de austenita da ZF(b). 
35 
Desenho esquemático mostrando a morfologia da ferrita de contorno de grão. 
•Esta morfologia da ferrita apresenta um tamanho de grão relativamente grande e tende, nas 
regiões inalteradas da ZF, a formar veios ao longo dos contornos de grãos colunares 
austeníticos. 
 
•Entre os seus grãos podem ser observados constituintes ricos em carbono e em impurezas, 
segregados durante a transformação de fase. 
b) Placas laterais de ferrita 
•Constituem em placas que são nucleadas em contornos de grão austeníticos e crescem ao 
longo de planos bem definidos na matriz. 
 
•Podem iniciar seu crescimento diretamente do contorno de grão austenítico ou de grãos de 
ferrita de contorno de grão já existentes. 
Desenho esquemático mostrando a morfologia da placas laterais de ferrita. 
•Devido a estas características, a ferrita de contorno de grão é, em geral, considerada 
indesejada em soldas, pois acredita-se que apresenta uma menor resistência à fratura. 
36 
•As placas de ferrita, também denominadas como Ferrita Widmanstätten, crescem para o 
interior dos grãos austeníticos, mantendo com estes uma relação cristalográfica definida 
(relação de Kurdjumov-Sachs), segundo um mecanismo que parece envolver tanto difusão 
como o movimento cooperativo de átomos. 
•Os espaços da austenita entre as placas de ferrita se enriquecem de carbono durante o seu 
crescimento e dão origem a regiões da perlita ou de outros constituintes ricos em carbono. 
Esta estrutura é favorecida por um tamanho de grão austenítico grande, por teores de 
carbono intermediários (entre 0,2 e 0,4%) e, principalmente, por maiores super-
resfriamentos em relação a A3. 
•As placas laterais de ferrita formam grãos relativamente grosseiros, que aparentemente 
apresentam pequena diferença de orientação cristalina entre si. Estas características e a 
presença freqüente de filmes de constituintes ricos em carbono e frágeis em seus contornos 
de grãos, fazem com que esta forma morfológica de ferrita seja considerada de 
características mecânicas pouco desejáveis na ZF. 
c) Ferrita poligonal 
Desenho esquemático mostrando a morfologia de: (a) ferrita acicular; (b) ferrita poligonal. 
•Se o tamanho de grão austenítico for suficientemente grande em relação ao dos grãos 
ferríticos, que crescem a partir de seus contornos, e havendo sítios para nucleação 
intragranular, grãos de ferrita podem ser fomados no interior de grãos austeníticos. Esses 
podem ter duas morfologias principais: ferrita poligonal e ferrita acicular. 
37 
 Normalmente, se observam os seguintes comportamentos da ferrita de contorno de grão 
(alotriomórfica) e ferrita poligonal intragranular (idiomórfica): 
 
 a) Na maioria dos casos, a transformação da austenita para ferrita de contorno de grão antecede 
a formação da ferrita poligonal intragranular; 
 b) Estas duas morfologias de ferrita são características de soldas com baixa velocidade de 
resfriamento e/ou baixo teor de elementos de liga; 
 c) Constituintes como perlita e outros são observados nos contornos de ferrita de contorno de 
grão e da ferrita poligonal intragranular. 
38 
• A ferrita poligonal é menos freqüente, pois as temperaturas em que a ferrita intragranular se forma 
é, em geral, mais baixa do que a de formação das formas anteriores, favorecendo o aparecimentode estruturas aciculares. 
d) Ferrita acicular 
• Corresponde ao tipo mais freqüente de ferrita no interior de grãos austeníticos, sendo formada a 
temperaturas tão baixas quanto aquelas da formação da bainita em aços baixo carbono e baixa 
liga resfriados continuamente. 
• Acredita-se que a ferrita acicular forma-se intragranularmente, nucleando heterogeneamente em 
inclusões, precipitados e também em outras irregularidades nos grãos austeníticos. 
• Na ZF, a sua formação é assim favorecida pela presença de numerosas inclusões resultantes do 
teor de oxigênio, em geral mais alto que o do MB. 
• Esta forma de ferrita possui granulação fina e maior densidade de discordâncias que as formas 
anteriores. Os grãos aciculares têm espessura da ordem de 2m e contornos de grão de grande 
ângulo. 
• Entre os grãos podem existir carbonetos ou outros constituintes ricos em carbono. 
e) Perlita 
• Este constituinte é achado em pequenas quantidades, geralmente, próximo a bandas de ferrita de 
contorno de grão e a placas laterais de ferrita e, freqüentemente, só podem ser reveladas por MEV 
(microscopia eletrônica de varredura) em soldas de aços de baixa temperabilidade ou depositadas 
com alta energia de soldagem. 
 Estruturas atípicas com carbonetos esféricos ou de forma de bastonete arranjados irregularmente 
podem ser encontradas em maior quantidade. Estruturas perlíticas são mais comumente observadas 
em soldas depositadas pelo processo de eletroescória. Estruturas mais finas apresentam maiores 
tenacidades. 
• Devido às suas características esta fase é considerada como tendo propriedades mecânicas 
desejáveis. 
39 
f) Constituintes/fases intermediário(a)s 
•Uma série de constituintes intermediários podem ser formados, contudo, acredita-se ser 
mais comum a formação de estruturas denominadas de bainita superior. 
•Esta deve-se formar a temperaturas mais baixas do que a ferrita acicular, ocorrendo 
principalmente em soldas com velocidade de resfriamento alta, teor de oxigênio muito baixo 
ou teor de elementos de liga elevado. 
•Ao microscópio ótico apresenta-se como uma série de lâminas de ferrita, formadas a partir 
de contornos de grãos austeníticos apresentando evidência de constituintes ricos em 
carbono entre as lâminas, podendo ser extremamente parecida com as placas laterais de 
ferrita na ZF. 
•Esta dificuldade de distinguir um constituinte do outro tem levado alguns autores a dar-lhes a 
mesma denominação. 
 
 Por MET (microscopia eletrônica de transmissão), a bainita superior pode ser distinguida por 
sua maior densidade de discordâncias. 
•Estes constituintes/fases são geralmente considerados indesejáveis por apresentarem baixa 
tenacidade (ductilidade). 
•A bainita inferior é comumente menos encontrada na ZF, existindo evidências, por 
microscopia eletrônica, de sua existência entre placas laterais de ferrita. 40 
g) Martensita 
• Em aços carbono e carbono-manganês, esta fase é encontrada somente em pequenas 
quantidades na ZF de soldas realizadas pelos processos convencionais. 
• A martensita é geralmente formada em pequenas regiões contendo austenita retida, e pode ser 
tanto do tipo ripa (lath martensite) como do tipo acicular ou maclada (twinned martensite). 
• Em aços com um maior teor de carbono ou de outros elementos de liga e em soldagens com maior 
velocidade de resfriamento, a formação de ferrita pode ser parcialmente ou completamente 
suprimida, havendo a formação de uma estrutura predominantemente martensítica na ZF. 
• Esta estrutura geralmente apresenta alta resistência mecânica e baixa tenacidade (ductilidade), 
particularmente em aços com teor de carbono mais alto. 
 
 Certos aços de baixa liga, com baixo teor de carbono (em torno de 0,1%), apresentam uma alta 
temperatura MS (> 300
oC). 
 
 Neste caso, alguma precipitação de carbono pode ocorrer na martensita, diminuindo a sua 
supersaturação. Esta forma de martensita (martensita autorevenida) tem uma estrutura 
semelhante à bainita inferior e é considerada como tendo uma boa resistência à fratura frágil. 
h) Precipitados 
• Acredita-se que diferentes nitretos e carbonetos podem ser precipitar na ZF dependendo de sua 
composição e de sua velocidade de resfriamento. 
 
 Esta precipitação pode ocorrer em uma escala submicroscópica, causando endurecimento e perda 
de tenacidade (ductilidade). 
41 
• Pode ocorrer em ferrita de contorno de grão (grain boundary ferrite) – PF(G) ou como ferrita 
poligonal intragranular (intragranular polygonal ferrite) – PF(I). 
Ferrita primária (primary ferrite) - PF 
Ferrita acicular (acicular ferrite) - AF 
• É constituída por pequenos grãos de ferrita não alinhados no interior do grão de austenita anterior. 
 
 A relação comprimento/largura deve ser menor que 4:1 para duas ripas adjacentes ou não-
alinhadas. 
Agregado ferrita/carboneto (ferrite carbide aggregate) - FC 
• Pode ocorrer sob duas formas: ferrita com fase secundária alinhada (ferrite with aligned second 
phase) – FS(A), onde ocorrem duas ou mais ripas adjacentes e a relação comprimento/largura é 
maior que 4:1. 
Ferrita com fase secundária (ferrite with second phase) - FS 
• Estrutura de ferrita fina e carbonetos, que tanto pode ser uma precipitação na interface, como 
perlita. Se o agregado for identificado como perlita, pode ser distinguido com FC(P). 
Martensita (martensite) - M 
• Esta fase pode apresentar-se sob duas formas: martensita em ripas (lath martensite) – M(L) ou 
martensita maclada (twin martensite) – M(T). 
Classificação de fases/constituintes do metal de solda de aços ferríticos: 
 Este tipo de ferrita pode ser identificado como ferrita Widmanstätten (side polate) – FS(SP); bainita 
– FS(B); bainita inferior (lower bainite) – FS(LB); ou bainita superior (upper bainite) – FS(UB). 
 
 A outra forma é a ferrita com fase secundária não alinhada (ferrite with non aligned second phase) – 
FS(NA), a qual circunda regiões de ferrita acicular. 
42 
Microestrutura de um aço ferrítico soldado. 
43 
Esquema de classificação de constituintes/fases microestruturais empregando-se microscopia óptica 
(Continua) 
44 
Esquema de classificação de constituintes/fases microestruturais através de microscopia óptica. 
(Continuação) 
45 
Fluxograma para classificação de constituintes em metal de solda; classificação similar à do IIW. 
46 
Representação esquemática de algumas morfologias de constituintes conforme a classificação; 
o IIW dispõe de micrografias “padrão” para comparação pelo usuário. 
47 
Fluxograma para classificação de constituintes em aço de baixo carbono (segundo Anelli e Di Nunzio). 48 
Alguns exemplos de microestruturas classificadas conforme o esquema de Anelli e Di Nunzio. 49 
Alguns exemplos de microestruturas classificadas conforme o esquema de Anelli e Di Nunzio (continuação). 
50 
Placas de ferrita Widmanstätten nucleadas em uma inclusão não-metálica em aço de baixo carbono. 
A variedade de orientações das placas indicaria que o mecanismo de nucleação não envolve epitaxialidade com 
a estrutura cristalina da inclusão não-metálica. 
51 
Aço estrutural com C = 0,08%, Si = 0,19, Mn = 1,47%, S = 0,004, Ti = 0,012. 
Determinação das condições para a nucleação de ferrita intragranular (acicular) em inclusão não-metálica complexa. 
Ciclo térmico de soldagem simulado com aquecimento até 1440°C por 4s e manutenção a 
(a) 1100°C por 100s e (b) 1250°C por 100s seguido de resfriamento rápido. 
Em (a) houve a nucleação de vários grãos de ferrita acicular (F1 a F5) na inclusão. 
Em (b) não houve nucleação de ferrita e formou-se apenas martensita, sem relação de nucleação com a inclusão. 
A análise localjunto à inclusão indicou que ocorreu empobrecimento em manganês em torno da inclusão no caso 
(a) e não ocorreu empobrecimento no caso (b). 
52 
Schematics showing the dube classification of ferrite morphologies. 53 
Esquema da classificação de Dubé, modificada por Aaronson, para as formas da ferrita em aços; (a) alotriomorfos; (b) ferrita 
Widmanstätten primária e secundária (“placas laterais de ferrita”); (c) ferrita Widmanstätten em “dentes de serra”; 
(d) idiomorfos; (e) ferrita Widmanstätten intergranular e (f) ferrita massiva. 
54 
Representação esquemática de ferrita alotriomórfica (primária e secundária). 
55 
Presença de ferrita alotriomórfica. 
56 
Representação esquemática de morfologias de ferrita. 
57 
Diferentes morfologias de ferrita pró-eutetóide em aço com C = 0,37%, Mn = 1,50 %e V = 0,11%, transformado isotermicamente a 700°C. 
Observa-se ferrita alotriomórfica nucleada nos contornos de grão austeníticos anteriores e ferrita idiomórfica. 
 A matriz transformou para martensita no resfriamento brusco após o tratamento isotérmico. 
Diferentes morfologias de ferrita pró-eutetóide em aço com C = 0,37%, Mn = 1,50% e V = 0,11%, transformado isotermicamente a 640°C. 
Observa-se ferrita alotriomórfica nucleada nos contornos de grão austeníticos anteriores e ferrita idiomórfica. 
 A matriz transformou para martensita no resfriamento brusco após o tratamento isotérmico. É possível ver claramente uma inclusão não-metálica 
no interior do cristal idiomórfico assinado. MEV. 58 
Microestruturas com ferrita: idiomórfica (a) e alotriomórfica (b). 
(a) 
(b) 
59 
Formação de ferrita pró-eutetóide, alotriomórfica, em aço C = 0,50%, Mn = 1,5%, transformado isotermicamente a 
(a) 723°C, (b) 688°C, seguido de resfriamento brusco. O resfriamento não foi rápido o suficiente para evitar a formação 
de uma pequena camada de perlita muito fina, antes de atingir a temperatura Mi. Observa-se o crescimento do 
alotriomorfo a partir do contorno de grão austenítico apenas para dentro de um dos grãos austeníticos originais. 
A martensita como temperada (não revenida) praticamente não é atacada. Ataque: Nital 2%. 60 
Transformação e microestruturas de um aço-carbono (ligas ferríticas) 
Representação esquemática da formação da perlita, bainita 
superior e bainita inferior. 
Microestruturas típicas de constituintes (fases) típico(a)s 
de aços-carbono-manganês soldados (500X). 61 
62 
Microestrutura do metal de solda não alterado mostrando diferentes constituintes microestruturais. 
63 
Ferrita Widmanstätten em aço de médio carbono. As placas de ferrita, neste caso, se dispõem, em orientação de 60° entre si, 
em um grão de austenita anterior. Ataque: água régia. 
Microestrutura de um aço médio carbono. Ferrita pró-eutetóide e perlita. Ferrita alotriomórfica nos contornos de grão 
anteriores, ferrita Widmanstätten em placas primárias e secundárias. Estrutura predominantemente “acicular”. 
Aço com tamanho de grão austenítico anterior grande, possivelmente causado por superaquecimento. Ataque: Nital 2%. 
64 
Microestrutura bruta de fusão de um aço médio carbono com Cr = 0,30%. Ferrita e perlita. Ferrita Widmanstätten. 
Ataque: Nital 2%. 
65 
Calculated variations in microstructure and mechanical properties as a function of 
carbon concentration in Fe–1Mn–C wt.% steels deposit using manual metal arc welding (1kJ/mm). 
66 
An illustration of the essential constituents of the primary microstructure of a steel weld deposit. The diagram is inaccurate in 
one respect, that inclusions cannot be expected to be visible in all of the acicular ferrite plates on a planar section of the 
microstructure. This is because the inclusion size is much smaller than that of an acicular ferrite plate, so that the chances of 
sectioning an inclusion and plate together are very small indeed. 
67 
Schematic showing effect of alloy additions, cooling time from 800 to 500°C, weld oxygen content, and austenite grain size. 
68 
Micrographs showing typical microstructures in low-carbon steel weld metal (nital etch). A, grain boundary ferrite [PF(G)]; 
B, polygonal ferrite [PF(I)]; C, Widmanstätten ferrite [FS(SP)]; D, Acicular Ferrite (AF); E, Upper bainite [FS(UB)]; 
F, Lower bainite [FS(IB)] and/or martensite (M). 69 
Predominately acicular ferrite microstructure of a low-carbon and low-alloy steel weld. 
70 
Acicular ferrite and inclusion particles in a low-carbon and low-alloy steel weld. 
71 
Scanning electron micrograph showing morphology of acicular ferrite. 
72 
Replica transmission electron micrograph of acicular ferrite plates in a steel weld deposit. 
73 
Ferrita acicular mais carbonetos; aços-C-Mn; 
processo arco submerso (1.600X). 
Estrutura lamelar; processo arco submerso; ferrita com martensita 
alinhada, austenita e carbonetos (1.000X) 
74 
Schematic showing the differences in the transformation mechanism for upper and lower bainite and the 
effect of these mechanisms on the final morphology. 
75 
(a) Schematic illustration of the 
mechanism of the transition from 
upper to lower bainite. (b) Calculated 
times for the decarburisation of ferrite 
plates, as a function of their initial 
carbon concentrations. (c) Light 
micrograph of lower acicular ferrite in 
an experimental high–carbon steel 
weld deposit. (d) Corresponding 
transmission electron micrograph 
illustrating the carbide particles in the 
acicular ferrite, in the single 
crystallographic variant typical of 
lower bainite in conventional 
microstructures. 
76 
Microestrutura da ZF (0,86%Mn) obtida na soldagem SAW. O círculo mostra uma pequena região de ferrita e 
carboneto. Ataque: Nital 2% e Picral 2%; 1.000X; MEV. 
77 
Microestrutura da ZF (1,53%Mn e 0,94%Ni) obtida na soldagem SAW. O círculo mostra o constituinte AM 
(austenita-martensita). Ataque: Nital 2% e Picral 2%; 1.000X; MEV. 
78 
OBS.: 1) As classificações de fases (constituintes) têm limitações, uma vez que a microscopia 
óptica nem sempre consegue distinguir com clareza certas fases/constituintes, 
principalmente, os formados em baixa temperatura; 
 
 
 2) A ferrita Widmanstätten, FS(SP), e a bainita superior, FS(UB), estão grupadas como 
ferrita com fase secundária, FS. Esse fato torna a terminologia imprecisa, uma vez 
que a termodinâmica e a cinética das reações de transformação são distintas. 
79 
Influência da composição química e velocidade de resfriamento: 
• Podem existir, contudo, diferentes comportamentos para um elemento e outro. Por ex., 
segundo Cochrane, adições de Si e Al favorecem a formação de estrutura de placas laterais, 
enquanto que Mn e Mo não. 
• A influência da composição química, presença de precipitados e da velocidade de 
resfriamento na formação dos diferentes constituintes é complexa. 
• Resultados de trabalhos com a soldagem ao arco submerso parecem indicar que a formação 
das diferentes morfologias da ferrita é influenciada pela presença de inclusões e, portanto, 
pelo teor de oxigênio na solda. 
 
• Diferentes elementos podem, entretanto, afetar de forma diferente detalhes da reação de 
decomposição da austenita. 
 
• Em geral, a presença de um elemento de liga diminui a velocidade de decomposição da 
austenita, favorecendo a ocorrência desta transformação a uma temperatura mais baixa, ou 
mesmo suprimindo-a, para uma velocidade de resfriamento suficientemente elevada; 
80 
• Por ex., estruturas de placas laterais são mais comuns em soldas com mais de cerca de 
450ppm de oxigênio. 
• Obviamente, estes valores são somente ilustrativos,pois devem depender da velocidade de 
resfriamento da solda, sua composição química e o tipo de fluxo utilizado, este último 
afetando a quantidade, tamanho e composição das inclusões formadas. 
• Embora não seja ainda claro, acredita-se que as inclusões possam afetar a formação da 
microestrutura, fornecendo sítios para a nucleação intragranular ou impedindo o crescimento 
excessivo de grãos austeníticos pelo ancoramento de seus contornos. 
 Por outro lado, a ferrita acicular é mais predominantemente para teores intermediários, por 
exemplo, entre 450 e 250ppm. 
 
 Teores muito baixos de oxigênio favoreceriam a formação de estruturas bainíticas. 
81 
Discuti-se, a seguir, de forma resumida o efeito de alguns elementos químicos na 
microestrutura da ZF: 
- Carbono: é, possivelmente, o mais importante elemento em termos de sua influência na 
microestrutura da solda dos aços. 
 
 Teores elevados deste elemento não são usualmente usados para se evitar a formação de 
martensita maclada. 
 
 Em geral, o seu teor fica entre 0,05 e 0,15% (massa). Nesta faixa, o carbono controla 
principalmente a quantidade de carbonetos formados, mas também favorece a formação de 
ferrita acicular em lugar da ferrita primária de contorno de grão; 
- Manganês: promove um refinamento da microestrutura. 
 Um aumento de seu teor até cerca de 1,5% leva à formação de ferrita acicular em lugar de 
ferrita primária de contorno de grão, e de placas laterais de ferrita; 
-Silício: é o principal desoxidante do metal de solda, sendo, neste aspecto, cerca de 4X mais 
efetivo que o manganês. 
 Não é muito efetivo para promover a formação de ferrita acicular, favorecendo mais estruturas 
de placas laterais; 
- Níquel: influencia a microestrutura de forma similar, mas menos intensa do que o Mn, 
favorecendo o refinamento da estrutura e a formação de ferrita acicular. 
 Em termos de propriedades mecânicas, o Ni tem um importante efeito benéfico na tenacidade 
da solda; 
82 
As próximas figuras mostram a influência de alguns elementos de liga na microestrutura do 
metal de solda obtido pelo processo SMAW com energia de soldagem de cerca de 1kJ/mm. 
- Molibdênio e Cromo: estabilizam a ferrita e aumentam a temperabilidade fortemente. 
 Tendem a reduzir a quantidade de ferrita de contorno de grão, favorecendo a formação de 
ferrita acicular e, principalmente, de bainita superior (FS(UB)). 
Pode-se observar que, com o aumento do teor do elemento de liga, a temperabilidade do metal de 
solda é aumentada, e ocorre uma tendência de reduzir a quantidade de PF, e aumentar a 
quantidade de AF. 
Microestrutura da ZF obtida na soldagem SMAW em função do teor de Mn para (a) 0,045%C e (b) 0,145%C. 
83 
Em alguns casos, a quantidade de FS, após ser reduzida com o aumento do teor de elemento 
de liga, passa a aumentar. 
 
Este comportamento pode ser interpretado com uma redução da fração volumétrica de ferrita 
Widmantätten (FS(SP)), que substituída principalmente por ferrita acicular, e, quando a 
temperabilidade da solda se torna suficientemente elevada, bainita (FS(B)) passa a ser formada 
no lugar de AF. 
Finalmente, para teores suficientemente elevados de elementos de liga, regiões de martensita 
podem ser formadas na zona fundida. 
Microestrutura da ZF obtida na soldagem SMAW em função do teor de Ni; M – martensita. 
84 
Microestrutura da ZF obtida na soldagem SAW com diferentes teores de Mn; (a) 0,86%Mn; (b) 1,50%Mn; 
(c) 2,17%Mn. (1) ferrita com segunda fase alinhada; (2) ferrita primária de contorno de grão; (3) ferrita acicular. 
Ataque: Nital 2%; 500X. 
85 
Microestrutura da ZF obtida na soldagem SMAW em função do teor de Cr para (a) 1,0%Mn e (b) 1,8%Mn. 
86 
Influência do teor de Mn na (a) microestrutura e (b) na tenacidade (ensaio de impacto Charpy) da ZF de aços com 
baixo teor de carbono. 
87 
Changes in the as–deposited microstructure of steel welds as a function of chromium or molybdenum concentration in a 
series of low–alloy steel weld deposits (after Evans). 
Notice that in each case, the fraction of acicular ferrite goes through a maximum as the concentration of Cr/Mo increases. 
The region labelled “ferrite with aligned second phase” by Evans has been subdivided schematically into regions A and B, 
representing Widmanstätten ferrite and bainitic ferrite microstructures respectively, to indicate that the maximum arises 
because at high alloy concentrations, acicular ferrite is progressively replaced by bainite. 
88 
Tratamento Térmico x Soldagem 
Comparação entre soldagem e tratamentos térmicos de um aço; 
 (a) processos térmicos; (b) diagrama de fases Fe-C. 
89 
Representação esquemática de diferentes ciclos térmicos. 
(a) ciclos térmicos utilizados na geração de curvas convencionais de diagramas CCT; (b) ciclos térmicos em 
soldas; os números em (b) correspondem a localizações na ZTA (HAZ). 
90 
Comparação dos ciclos térmicos durante a soldagem e tratamentos térmicos. 
91 
Conventional CCT diagram for AISI 1541 (0.39C-1.56Mn-0.21Si-0.24S-0.010P) plain carbon steel with ASTM number 8 grain size 
and austenitization at 980 °C (1800 °F). For each of the cooling curves in the plot (given in terms of °C/min), the transformation start 
and end temperatures given by the CCT curves, the amount of each transformation product, and the hardness of the final structure are 
shown. Ac3, 788 °C (1450 °F); Ac1, 716 °C (1321 °F). F, Ferrite; P, Pearlite; B, Bainite; M, Martensite. 
Diagramas TRC (Transformação em Resfriamento Contínuo) para o metal de solda têm sido 
obtidos e usados para caracterizar as temperaturas e tempos de transformação, e avaliar a 
influência dos diferentes fatores discutidos anteriormente na formação da estrutura da ZF. 
92 
•Portanto, a influência dos diferentes fatores na formação da estrutura da ZF pode também ser 
estudado através de diagramas TRC para o metal de solda: 
Exemplo de diagrama TRC para uma ZF. 
• Assim, para estudar os fenômenos relacionados à mudança de estrutura cristalina do 
contorno de solda, é bastante comum empregar-se os já conhecidos diagramas de 
transformação com resfriamento contínuo (CCT ou CRC), através dos quais é possível 
visualizar o tipo de estrutura que se forma durante a soldagem, em função do processo de 
resfriamento a que a região próxima à linha de fusão é submetida. 
•Como o resfriamento é contínuo, a curva se modifica e passa a ser chamada de curva de 
resfriamento contínuo ou CRC ou CCT (continuous cooling transformation). 
93 
(a) Diagrama CCT, temperatura versus tempo, para um aço com C = 0,39%, Mn = 1,45% e Mo = 0,49%. 
Cada velocidade de resfriamento é representada por uma curva sobre a figura T vs t. 
Os valores de dureza final obtidos são, frequentemente, indicados para cada taxa de resfriamento. 
94 
(b) Diagrama CCT, temperatura versus taxa de resfriamento para um aço com C = 0,38%, Mn = 0,60%. 
Cada velocidade de resfriamento é representada por uma linha vertical sobre o gráfico T vs dT/dt. 
95 
Apresentação esquemática de uma curva CCT (tracejado) sobreposta à curva TTT do mesmo aço (linhas sólidas). 
A velocidade necessária para evitar o “nariz” da curva TTT não é, exatamente, a velocidade crítica para garantir a 
formação de martensita. Alguns pontos do diagrama TTT seriam inacessíveis através de resfriamento contínuo. 
96 
Curva CCT determinada por dilatometria de um aço experimental C = 0,78%, Si = 1,60%, Mn = 2,02, Mo = 0,24%, 
Cr = 1,01%, Co = 3,87% e Al = 1,37%. Os pontos pretos indicam a dureza em HV (eixo da direita).As cruzes indicam início e fim de transformação medidos (ver as microestruturas correspondentes a seguir). 
A taxa de resfriamento está indicada em °C/s no alto do gráfico, para cada curva. 
97 
Microestruturas selecionadas dos corpos de prova utilizados para o levantamento da curva CCT da figura anterior. 
A amostra (a) é composta apenas por martensita (e austenita residual (retida), possivelmente, em função da temperatura M i 
medida). Nas amostras (b) e (c) observam-se perlita e martensita (possivelmente, há austenita retida, também). A perlita 
nucleou na austenita, principalmente em contornos de grão. Observa-se a forma de “nódulos” das colônias de perlita. 
A austenita que não se transformou em perlita transforma-se em martensita ao atingir a temperatura Mi. Com velocidades 
inferiores a 0,1°C/s observou-se apenas perlita, isto é, toda a austenita se transforma em perlita. O espaçamento 
interlamelar da perlita é mais fino com as maiores velocidades de resfriamento, como indicado pelas amostras (e) e (h). 
A perlita escurece, no ataque, muito mais rapidamente que a martensita (ver figuras (b) e (c)). Ataque: Nital 2%. 98 
A amostra (a) é composta apenas por martensita (e austenita residual (retida), possivelmente, em função da temperatura M i 
medida). Nas amostras (b) e (c) observam-se perlita e martensita (possivelmente, há austenita retida, também). A perlita 
nucleou na austenita, principalmente em contornos de grão. Observa-se a forma de “nódulos” das colônias de perlita. 
A austenita que não se transformou em perlita transforma-se em martensita ao atingir a temperatura Mi. Com velocidades 
inferiores a 0,1°C/s observou-se apenas perlita, isto é, toda a austenita se transforma em perlita. O espaçamento 
interlamelar da perlita é mais fino com as maiores velocidades de resfriamento, como indicado pelas amostras (e) e (h). 
A perlita escurece, no ataque, muito mais rapidamente que a martensita (ver figuras (b) e (c)). Ataque: Nital 2%. 
99 
A amostra (a) é composta apenas por martensita (e austenita residual (retida), possivelmente, em função da temperatura M i 
medida). Nas amostras (b) e (c) observam-se perlita e martensita (possivelmente, há austenita retida, também). A perlita 
nucleou na austenita, principalmente em contornos de grão. Observa-se a forma de “nódulos” das colônias de perlita. 
A austenita que não se transformou em perlita transforma-se em martensita ao atingir a temperatura Mi. Com velocidades 
inferiores a 0,1°C/s observou-se apenas perlita, isto é, toda a austenita se transforma em perlita. O espaçamento 
interlamelar da perlita é mais fino com as maiores velocidades de resfriamento, como indicado pelas amostras (e) e (h). 
A perlita escurece, no ataque, muito mais rapidamente que a martensita (ver figuras (b) e (c)). Ataque: Nital 2%. 
100 
(a) Resultados experimentais de temperatura de transformação em função da velocidade de resfriamento para Fe-0,011%C. 
(b) Diagrama TTT esquemático construído a partir das medidas de (a), ilustrando as diferentes curvas de transformação para 
algumas morfologias de produto de transformação. 
101 
Exemplo de um diagrama de transformação, com resfriamento contínuo para um aço AISI/SAE 4340. 
102 
Diagrama de transformação, com resfriamento contínuo para um aço HT 50 (uts ≥ 50 kgf/mm
2). 
Aços normalizados e revenidos 
C Si Mn P S 
0,13 0,40 1,47 0,010 0,010 
Composição química (% peso) 
103 
Aços temperados e revenidos 
Diagrama de transformação, com resfriamento contínuo para um aço HT 60 (uts ≥ 60 kgf/mm
2). 
C Si Mn P S V 
0,12 0,34 1,40 0,022 0,014 0,07 
Composição química (% peso) 
104 
Aços temperados e revenidos 
Diagrama de transformação, com resfriamento contínuo para um aço HT 80 (uts ≥ 80 kgf/mm
2). 
C Si Mn P S Cu Ni Cr Mo V B 
0,14 0,26 0,89 0,004 0,005 0,27 1,04 0,54 0,50 0,03 0,0024 
Composição química (% peso) 
105 
Influência da energia de soldagem na curva de resfriamento e da composição 
química em um diagrama TRC – ZF 
A figura mostra, em um diagrama TRC esquemático, a influência genérica da velocidade de 
resfriamento (relacionada com a energia de soldagem), do teor de elementos de liga e do teor de 
oxigênio da solda na formação de sua microestrutura. 
106 
Effect of a change in the peak temperature of the weld thermal cycle (from 1000 to 1400 °C, or 1830 to 2550 °F) on the CCT 
characteristics. M, martensite; B, bainite; P, pearlite; F, ferrite. 
107 
Typical peak temperature versus cooling time diagram, showing the effects of these parameters of a weld thermal cycle on 
the final transformation products, on hardness, and Charpy V-notch impact energy. M, martensite; B, bainite; F, ferrite. 
Figures in squares indicate the hardness (30 HV); Figures in ovals indicate the 21 J (16 ft · lbf) transition temperatures for 
Charpy V-notch impact specimens subjected to a specific thermal cycle. 
108 
Continuous-cooling transformation diagram for weld metal of low-carbon steel. 
109 
Diagrama esquemático TRC para um depósito de cordão de solda, mostrando a relação do campo da fase ferrita 
acicular com os outros constituintes (fases). 
110 
Schematic of weld CCT diagram showing selected microstructures. 
111 
Transformação da ZF 
• A microestrutura final do metal de solda depende de: 
 teor de elemento de liga; 
 composição química; 
 concentração/distribuição de tamanho de inclusões não-metálicas; 
 microestrutura de solidificação; 
 tamanho de grão da austenita anterior; 
 ciclo térmico de soldagem. 
• Estas transformações do metal de solda durante o resfriamento ocorrem em condições fora do 
equilíbrio e com velocidade de resfriamento bem alta. 
112 
•A condição termodinâmica para a ocorrência de transformação de fase é um abaixamento da 
energia livre (G), que está relacionado também com o superesfriamento (T). Este, por sua 
vez, está relacionado com a velocidade de resfriamento da junta soldada. 
• Pode ocorrer um abaixamento em G em função da energia livre interfacial economizada com 
a presença de um substrato onde ocorre nucleação heterogênea. 
• Isto significa que existem locais preferenciais para a ocorrência da nucleação heterogênea. 
• Locais preferenciais para a ocorrência de nucleação heterogênea (por ordem de importância 
decrescente): 
 - superfície livre; 
 - ponto triplo de encontro de contorno de grão; 
 - contorno de grão; 
 - inclusões; 
 - discordâncias (incluindo falha de empilhamento). 
Alguns locais preferenciais para a nucleação de uma nova fase. 113 
 As curvas CRC são mais adequadas para as análises de mudanças microestruturais durante o 
resfriamento da junta soldada. 
Representação esquemática de uma curva de resfriamento contínuo (CRC). 
 Fatores associados com a posição relativa de curvas de resfriamento contínuo: 
- teor de elementos de liga, de maneira geral, desloca a curva para a direita; 
- aumento da concentração e a composição química e distribuição das inclusões deslocam a 
curva para a esquerda, até um dado valor; 
 A microestrutura de solidificação está relacionada com a microsegregação e, em 
consequência, com a variação localizada de elementos de liga. 
- aumento do tamanho de grão da austenita anterior desloca a curva para a direita, porque 
diminui a quantidade de área de contorno de grão por unidade de volume. 
 O ciclo térmico de soldagem determina a curva de resfriamento e, conseqüentemente, o local 
onde a curva será cortada. 
114 
Fatores que influem na formação da ferrita acicular: 
a) Composição química do metal de solda 
• O elemento químico mais importante na determinação da microestrutura de um aço é o carbono. 
• No metal de soldaseu teor deve ser baixo, geralmente entre 0,05 e 0,15% (massa), para evitar a 
formação de martensita. 
• Nestes teores o carbono têm duas funções: evitar a precipitação intensa de carbonetos e refinar a 
microestrutura. 
 
 O efeito do refinamento da microestrutura é explicado pela formação inicial da ferrita delta 
durante a solidificação, através do peritético do diagrama Fe-C, refinando a microestrutura final 
nessa faixa de carbono. 
Esquema do efeito da composição química no tamanho de grão da zona de ligação. 
115 
•A presença de Mn torna a solidificação completamente austenítica, gerando uma 
microestrutura grosseira no metal de solda. 
•O Mn, com teor aproximadamente de 1%, aumenta a quantidade de ferrita acicular, 
resultado que não é influenciado pela presença de oxigênio, desde que esteja em valores 
baixos, inferiores a 500 ppm. 
Efeito do teor de Mn no metal de solda para diferentes níveis de oxigênio: (a) menos que 400 ppm; (b) de 400 a 
500 ppm; (c) mais que 500 ppm. 116 
Effect of manganese content of weld metal on the relative amounts of the microstructural constituents 
present. Carbon content maintained at 0.03%. 
117 
• O Mn reduz o tamanho da ripa da ferrita acicular, elevando as propriedades mecânicas. 
• Possui também o efeito de baixar a temperatura de decomposição da austenita em ferrita, 
fazendo com que a temperatura de formação da ferrita primária em contorno de grão acabe ficando 
abaixo da temperatura de formação da ferrita acicular. 
• O Si tem um efeito controverso; sua influência é parecida com a do Mn, porém seu maior efeito é no 
produto de desoxidação do metal de solda. 
• O Ni tem um efeito similar ao do Mn nas transformações dos aços. Ele refina a microestrutura e 
aumenta a quantidade de ferrita acicular, além de diminuir a quantidade de ferrita em contorno de 
grão. Teores elevados de Ni, maiores que 3,5%, podem favorecer a formação de martensita entre as 
ripas de ferrita acicular. 
• O Cu tem um efeito similar ao do Mn e Ni. 
• O Cr e o Mo melhoram a tenacidade do metal de solda. Ambos atrasam a transformação da austenita, 
baixando sua temperatura de decomposição. 
• O Mo favorece a reação bainítica e, desde que o Mn seja superior a 0,8%, aumenta o teor de ferrita 
acicular. 
• O Nb e o V têm efeitos complexos e muitas vezes de difícil previsão. 
• Isoladamente, o V geralmente restringe a formação da ferrita Widemanstätten, FS(SP); esse efeito 
provavelmente é causado pelo ancoramento da interface ferrita/austenita, devido a precipitação de 
corboneto de vanádio V4C3. 
• O Nb restringe a formação da ferrita primária em contorno de grão, PF(G), promovendo a ferrita 
Widemanstätten ou a ferrita acicular, sendo a primeira obtida em aços de baixa temperabilidade, 
enquanto a segunda, ao contrário, em aços de temperabilidade alta. 118 
• Dependendo do teor de Nb e V, conforme o ciclo térmico de soldagem, pode haver a precipitação de 
carbonitretos de nióbio ou vanádio na ferrita, reduzindo bastante sua tenacidade (ductilidade), devido ao 
efeito do endurecimento por precipitação. 
 
 Este fenômeno torna-se mais crítico quando se faz a soldagem multipasses, podendo ser evitado com a 
adição de Mo ou Mn, elementos que baixam a temperatura de decomposição da austenita. 
Fatores que influem na formação da ferrita acicular (continuação): 
b) Tamanho de grão da austenita anterior (TGAA) 
• O TGAA desloca a curva CRC de um aço. Quanto maior o TG, menor a quantidade de contornos de grão 
por unidade de volume e mais lenta é a decomposição da austenita em ferrita. 
• Lui e Olson sugerem que pequenas inclusões ancoram os CGAA, favorecendo a formação da ferrita 
primária em contornos de grão, PF(G). 
 
 A decomposição no interior do grão se processa assim que os sítios de nucleação no contorno estejam 
saturados. 
An illustration of the effect of austenite grain size in determining whether the microstructure is predominantly acicular ferrite 
or bainite. A small grain sized sample has a relatively large number density of grain boundary nucleation sites and hence 
bainite dominates, whereas a relatively large number density of intragranular nucleation sites leads to a microstructure 
consisting mainly of acicular ferrite. 119 
Solubility products of carbides and nitrides as a function of temperature. 
120 
Variação do tamanho de grão austenítico com a temperatura de austenitização para uma variedade 
de tipos de precipitados em aço C-Mn base. 
121 
Effect of particle radius, r, and amount of precipitate on austenite grain size. 
122 
Prior austenite grain diameter as a function of weld metal oxygen content in submerged arc welds. 
123 
c) Velocidade de resfriamento (VR) 
• Quanto maior a VR, menor a temperatura necessária para ocorrer a decomposição da austenita. 
• Harrison fez um estudo do efeito da VR, empregando-se dilatometria, com metal de solda contendo Mn 
e Ni. 
 Os resultados obtidos mostraram que 
 
 com baixa VR, (t800/500  100s), obtinha-se em contorno de grão ferrita primária, PF(G) e perlita, 
FC(P); 
 
 em velocidades intermediárias, (t800/500  20s), ferrita acicular fina e grosseira; 
 
 para altas VR, (t800/500  1,5s), a tendência é a formação de uma microestrutura martensítica, 
dependendo da temperabilidade do aço. 
124 
d) Efeito de inclusões e outros sítios para nucleação 
•O teor de oxigênio no metal de solda tem efeito marcante na tenacidade deste. 
 Curvas CRC mostrando três maneiras de transformação de 
metal de solda em função do teor de oxigênio: 
 (a)  0,01%O2; (b)  0,03 a 0,06%O2; (c) > 0,06% O2. 
•Existe um teor ótimo de oxigênio que favorece a formação da ferrita acicular: 
125 
•O Al tem efeito complexo, porque seu teor ideal no metal de solda está relacionado com o 
potencial de oxigênio do consumível utilizado. 
 
 A relação ideal, encontrada por Terashima e Hart, é 
 
 [%Al] / [O2]  28 
 
 correspondendo à menor temperatura de transição dúctil/frágil para um ensaio de impacto 
(Charpy), com 35J de energia absorvida. Para esse valor, a densidade de inclusões por área é 
máxima e é o tamanho ideal para nuclear a ferrita acicular. 
 Relação entre a razão [%Al] / [%O2] para um metal de solda de aço microligado desoxidado com Si-Mn-Al-Ti; (a) temperatura de 
transição dúctil/frágil determinada com a energia absorvida de 35J; (b) distribuição e tamanho de inclusões. 
•Para baixos teores de Al, o Ti tem papel ativo na nucleação da ferrita acicular, devido seu efeito 
desoxidante. 
 
 Acredita-se que envolvendo as inclusões de silicato de manganês, forma-se uma fina camada de 
TiO que favorece a nucleação de ferrita (acicular). 
126 
(a) The volume fraction of acicular ferrite as a function of the soluble aluminium concentration; a 
level exceeding about 0.007 wt.% is clearly undesirable. (b) The volume fraction of acicular ferrite 
as a function of the total oxygen concentration; oxygen beyond 0.012 wt.% makes little difference to 
the microstructure. 
127 
Acicular ferrite content as a function of shielding gas oxygen equivalent for gas-metal arc welds. 
128 
Schematic showing the effect of alloy composition, ΔT8-5, oxygen content, and γ grain size on the 
development of microstructure in ferritic steel weld metals. The hexagons represent cross sections of 
columnar γ grains. (A) the grain boundaries become decorated first with a uniform, polycrystalline layer of 
allotriomorphic ferrite, followed by formation of Widmanstätten ferrite, and then by formation of acicular 
ferrite. (B) the growth rate of Widmanstätten ferrite is not sufficiently high to extend entirely across γ grains.Nucleation of ferrite at inclusions within the γ grains leads to an increase in the amount of acicular ferrite 
when compared with case (A). (C) the higher alloy content or the higher cooling rate suppresses the 
formation of allotriomorphic ferrite. This leaves the γ grain boundaries free to nucleate upper bainite. 
129 
(a) Schematic diagrams illustrating the 
development of microstructure in weld deposits. 
The hexagons represent cross–sections of 
columnar austenite grains whose boundaries first 
become decorated with uniform, polycrystalline 
layers of allotriomorphic ferrite, followed by the 
formation of Widmanstätten ferrite. Depending 
on the relative transformation rates of 
Widmanstätten ferrite and acicular ferrite, the 
former can grow entirely across the austenite 
grains or become stifled by the intragranularly 
nucleated plates of acicular ferrite. This diagram 
takes no account of the influence of alloying 
additions on the austenite grain structure. 
(b) Actual optical micrograph illustrating the 
unhindered growth of Widmanstätten ferrite in a 
weld deposit. (c) Optical micrograph showing 
how the growth of Widmanstätten ferrite is 
stifled by the formation of acicular ferrite. 
130 
Schematic summary of the mechanism and data on the transition from an acicular ferrite microstructure to 
one containing increasing quantities of bainite sheaves. 131 
The change from a bainitic (a) microstructure to one which is predominantly acicular ferrite (b), induced by 
the introduction of a thin layer of allotriomorphic ferrite at the austenite grain surfaces. Both the acicular 
ferrite and bainite were otherwise obtained by isothermal transformation under identical conditions. 
132 
 Relação entre a % de ferrita acicular e a % de Ti (ou TiO) nas inclusões geradas pela soldagem com arco submerso. 
Changes in the microstructure of the heat affected zone of welds, as a function of the heat input during welding; 
(a) steel containing titanium oxide particles; (b) ordinary steel without inclusion inoculation. 133 
Schematic showing HAZ microstructure in selected high heat input welds. 
(a) titanium oxide steel; (b) titanium nitride steel. AF, acicular ferrite; UB, upper bainite. 
134 
HAZ toughness of titanium nitride and titanium oxide steels with 420MPa (60ksi) yield strength. 
135 
 Coeficiente médio de expansão térmica de diferentes tipos de inclusões não-metálicas, na faixa de 0 a 800oC. 
•Um dos mecanismos propostos para explicar a nucleação da ferrita acicular leva em conta a 
diferença entre o coeficiente médio de expansão térmica das inclusões e da austenita. 
• Os silicatos de alumínio e manganês e as inclusões de alumina possuem os menores coeficientes de 
expansão térmica, quando comparados à matriz austenítica. 
• Assim, as inclusões circundadas por MnS têm coeficiente médio de expansão térmica próximo ao da 
austenita, indicando com isso que o MnS não age como sítio para nucleação de ferrita acicular. 
• No entanto, o mecanismo de nucleação da ferrita acicular ainda não está completamente esclarecido 
e que somente uma grande diferença entre os coeficientes de expansão térmica da inclusão e da 
matriz não garante a formação da ferrita acicular. 136 
• Resumo da influência de todos os fatores na modificação da CRC e, consequentemente, na 
microestrutura da metal de solda (ZF): 
 Representação esquemática do efeito da VR; composição química e do TGAA, em uma CRC. 
137 
Efeito do teor de ferrita acicular em metal de solda C-Mn-Nb. 
Efeito da Ferrita Acicular em algumas propriedades mecânicas 
138 
Plot of impact energy versus acicular ferrite content for selected carbon contents at -60°C (-78°F). 
139 
Subsize Izod V-notch toughness values as a function of volume fraction of acicular ferrite in submerged arc welds. 
140 
Weld metal Charpy V-notch toughness expressed as transition temperature as a function of shielding gas oxygen equivalent. 
141 
Representação esquemática do efeito do teor de oxigênio nas propriedades da zona fundida de um aço baixo carbono. 
142 
Representação esquemática do efeito do teor de nitrogênio nas propriedades da zona fundida de um aço baixo carbono. 
143 
Relação entre a energia absorvida no ensaio de impacto Charpy e o teor de oxigênio no metal de solda depositado com 50kJ/cm. 
144 
Variação da energia absorvida no ensaio de impacto Charpy a 0°C de corpos de prova submetidos a ciclos térmicos com 
temperatura de pico de 1350°C e a diferentes condições de resfriamento. 
Foram ensaiados dois aços estruturais com limite de resistência mínimo de 400 e 490MPa, e tenacidade ao impacto 
(energia absorvida a 0°C) de 240 e 200J, respectivamente. 
145 
Transformação da ZTA 
• Ao contrário do metal de solda (ZF), na ZTA não se pode mudar a composição química; 
 
 - é necessário empregarem-se aços com teores de carbono e de elementos de liga tais que as 
propriedades mecânicas de projeto sejam obtidas. 
 
 - Acaba-se tendo na junta soldada diversas curvas de resfriamento contínuo. 
• A ZF tem uma curva influenciada pelo teor de oxigênio e pelo baixo teor de carbono. 
• Adjacente à zona de crescimento de grão existe uma outra região onde ocorre o refino de 
grão, diminuindo em uma região a temperabilidade do mesmo aço. 
• Existem outras regiões na ZTA que têm, a rigor, curvas CRC diferentes da curva do metal-
base (MB). 
 Deve ser lembrado que as citadas regiões têm distintas velocidades de resfriamento. 
• A ZTA de um aço-carbono pode ser decomposta nas seguintes regiões: 
- de crescimento de grão; 
- de refino de grão; 
- transformação parcial; 
- esferoidização de carbonetos; 
- MB não afetado. 
• Na ZTA ocorre um crescimento de grão, o que aumenta a temperabilidade dos aços, 
favorecendo as fases/constituintes formada(o)s em temperaturas baixas, inferiores a 500oC. 
146 
Microestrutura da Zona Termicamente Afetada 
 
A microestrutura da ZTA resulta das transformações estruturais do MB associadas com o ciclos 
térmicos e deformações durante a soldagem. 
 Para fins de estudo, pode-se considerar a ZTA dos aços transformáveis como sendo formada 
por diferentes regiões à medida que se afasta do cordão de solda: 
 
• região de granulação grosseira 
• região de granulação fina 
• região intercrítica 
• região subcrítica 
 A região de granulação grosseira (GGZTA), ou região de crescimento de grão, corresponde a 
porções do MB aquecidas acima de uma temperatura de crescimento de grão (em geral, em torno 
de 1200oC), tendo uma microestrutura caracterizada pelo seu “elevado” (alto) tamanho de grão 
austenítico e sua microestrutura final resultante da decomposição da austenita. 
 O tamanho de grão austenítico é governado basicamente 
 por dois fatores: 
 
 - ciclo térmico de soldagem, particularmente a sua temperatura 
 de pico e o seu tempo de permanência acima da temperatura 
 de crescimento de grão; 
 
 - temperatura de crescimento de grão do material. 
147 
Os ciclos térmicos em uma junta soldada dependem fortemente, para um dado material e 
geometria de junta, da energia de soldagem. 
 
Quanto maior for o valor da energia de soldagem, mais grosseira será a granulação desta 
região e maior será a sua extensão. 
 
Para uma dada condição de soldagem, o crescimento de grão nesta região pode ser diminuído 
pela utilização de aços com maior temperatura para crescimento de grão. 
Adições de Nb, V ou Ti também podem ajudar a minimizar o crescimento de grão na ZTA, 
particularmente na soldagem com baixa energia. 
Assim, os processos de soldagem por eletroescória e a arco submerso geram uma região decrescimento de grão mais extensa e de granulação mais grosseira que a soldagem com 
eletrodos revestidos. 
É o caso, por exemplo, de aços tratados ao alumínio, que apresentam precipitados de nitreto 
de alumínio, que permitem a obtenção de um material com granulação mais fina e que 
impedem o crescimento de grão até temperaturas da ordem de 1250°C. 
Entretanto, acima desta temperatura, a maioria dos precipitados já entrou em solução sólida e o 
crescimento de grão torna-se rápido, de modo que, na linha de fusão, o tamanho de grão não é 
muito diferente daquele de aços não tratados. 
148 
Efeito do teor de nióbio no tamanho de grão austenítico da ZTA. 
149 
A estrutura final, resultante da transformação da austenita, depende dos teores de carbono e 
de elementos de liga no aço, do tamanho de grão austenítico e da velocidade de resfriamento 
da região de crescimento de grão. 
Em aços baixo carbono, primeiro forma-se uma estrutura de ferrita proeutetóide em 
contornos de grão da austenita. No interior destes grãos forma-se uma estrutura ferrita-
perlita ou ferrita-bainita. Como no caso da ZF, a perlita pode se apresentar em uma forma 
atípica. 
Com maiores velocidades de resfriamento e maiores teores de carbono e de elementos de liga, 
a quantidade de ferrita proeutetóide diminui ou desaparece, e a austenita se transforma 
predominantemente em uma mistura de bainita superior e inferior, e martensita. 
Em casos extremos, a estrutura pode tornar-se completamente martensítica. 
Desta forma, para uma dada velocidade de resfriamento, fatores que causam um maior 
crescimento de grão da austenita, levam à formação de uma estrutura final mais dura e 
grosseira na ZTA. 
Um maior tamanho de grão austenítico, aumenta a temperabilidade do material e o tamanho 
médio dos produtos de sua decomposição. 
150 
A estrutura da região de granulação grosseira de um aço pode ser prevista com a utilização de 
diagramas TRC desenvolvidos especialmente para este fim. 
 
Estes são semelhantes aos diagramas TRC usuais, exceto pela sua temperatura de 
aquecimento mais elevada (da ordem de 1300°C). 
Um diagrama TRC para a ZTA apresenta características (gradientes térmicos pequenos em 
relação aos observados em metal de solda, tempo de encharque fixo, etc.) que afetam o 
tamanho de grão austenítico e sua homogeneidade, e dificultam a sua aplicação direta para 
prever a microestrutura da ZTA de uma solda real. 
Diagrama TRC para a ZTA de um aço API 5L-X60, obtido por técnica de simulação. 
Estas dificuldades podem ser reduzidas pela utilização de simuladores de ciclos térmicos, 
como a máquina “Gleeble”, e pela obtenção de curvas de resfriamento e análise da 
microestrutura diretamente de soldas reais. 
151 
A região de granulação fina (GFZTA) ou de normalização situa-se mais afastada da linha de 
fusão que a anterior, sendo submetida durante a soldagem, a temperaturas de pico entre cerca 
de 1200°C (temperatura de crescimento de grão) e A3 (temperatura de início de formação da 
ferrita). 
A região subcrítica (SCZTA) apresenta pequenas alterações microestruturais visíveis ao 
microscópio ótico em aços na condição laminado a quente ou normalizado. 
Esta região é caracterizada por uma estrutura de granulação fina, similar à dos aços 
normalizados. 
 
 
Não é considerada problemática para a maioria dos aços, exceto para aqueles temperados e 
revenidos, onde ela pode apresentar menor resistência mecânica que o metal base. 
Estas se resumem basicamente a uma pequena esferoidização da perlita. 
Em aços temperados e revenidos, as alterações microestruturais são mais intensas, ocorrendo 
um super-revenido das regiões da ZTA aquecidas acima da temperatura original do tratamento. 
Nestas condições, a região intercrítica é mais extensa e apresenta uma queda de dureza em 
relação ao MB. 
152 
Na região intercrítica (ICZTA), o material é aquecido, na soldagem entre A3 e A1 (temperatura 
eutetóide) e sofre uma transformação parcial, isto é, apenas parte de sua estrutura é 
transformada em austenita, que se decompõe em seguida durante o resfriamento. 
Em um aço com uma estrutura de ferrita e perlita antes da soldagem, as regiões perlíticas 
(com cerca de 0,8% de carbono) e uma quantidade variável de ferrita junto à perlita se 
transformam em austenita durante a soldagem. 
 
No resfriamento, estas regiões, que apresentam um teor de carbono maior do que o teor 
médio do aço, podem se transformar em martensita se a velocidade de resfriamento for 
suficientemente elevada. Neste caso, na condição soldada, esta região se constitui de regiões 
de alta dureza inclusas em outras macias. 
A3 
(A1) 
153 
Curvas CRC para diversas regiões da junta soldada; FE = Ferrita Equiaxial; FW = Ferrita Widmanstätten; 
 B = Bainita; P = Perlita; M = Martensita. 154 
Regiões da ZTA e respectivas temperaturas. 
155 
Região de Crescimento de Grãos 
•O crescimento de grão (CG) ocorre na faixa de temperatura de 1.100 a 1.500oC. 
•Räsänen e Tenkula acreditam que o CG é influenciado pela transformação de fase da ferrita 
para a austenita, durante o aquecimento. 
•Esta transformação induz uma deformação plástica homogênea na austenita acelerando, 
através da recristalização primária, o CG. 
•O posterior CG dependerá do tempo de permanência em temperatura acima de 1.300oC. 
•O CG pode ser inibido pela distribuição de partículas ou precipitados que acabam por ancorar 
o grãos. 
•O maior ou menor TG nesta região ocorrerá se, durante o ciclo térmico de soldagem, estas 
partículas ou precipitados venham ou não a se dissolver. 
156 
Região de Refino de Grãos 
•Nos aços estruturais esta região pode ocorrer na faixa de temperatura entre 1.100 a 900oC. 
•Também aqui admite-se que a transformação da ferrita para austenita geraria nesta uma 
deformação, porém menor que a da região de CG. 
 
 Essa pequena deformação, associada a uma temperatura e tempo menores, acabam por ser 
insuficientes para que ocorra a recristalização primária. 
•A austenita obtida é recuperada antes de sua transformação, no resfriamento, produzindo 
ferrita e ou perlita com pequeno tamanho de grão (ou colônia). 
•Esta região tem resistência mecânica e ductilidade altas, sendo esse efeito marcante nos aços 
microligados. 
Região Parcialmente Transformada 
•Nesta região, que ocorre na faixa de temperatura entre 900 e 750oC, a perlita é austenitizada. 
•Os teores dos elementos de liga desta austenita formada são maiores que os valores 
nominais dos aços. 
•Dependendo da VR esta austenita pode ser decompor em perlita, bainita ou martensita 
maclada (martensita de alto carbono). Esta região pode apresentar propriedades mecânicas 
piores que o MB. 
Região de Esferoidização de Carbonetos 
•Esta região ocorre na faixa de temperatura entre 750 e 700oC, na qual as lamelas de 
cementita da perlita podem esferoidizar. A resistência mecânica “diminui”, ainda que não 
seja fácil comprovar o resultado em um ensaio de tração convencional, uma vez que o 
fenômeno de esferoidização ocorre somente em estreita faixa da ZTA. 
157 
Mecanismo de refino parcial de tamanho de grãos em aço ao carbono. 
158 
Regiões da ZTA e respectivas temperaturas. 159 
Microestrutura da região de crescimento de grão da ZTA de um aço microligado ao Nb 
(chapa grossa – 50mm) soldado com eletrodo revestido, usando: 
(a) sem pré-aquecimento e (b) com pré-aquecimento de 250ºC. 
Ataque: Nital; 200X. 
160 
Estrutura da ZTA de um aço baixo carbono. 
As divisões aproximadas correspondem a: 
A – região de granulação grosseira; B – região de normalização; C – região intercrítica; D – região subcrítica. 
Ataque: Nital + Picral. Aumento original: 100X. 
161Seção transversal de solda em aço estrutural com limite de escoamento de 379MPa. 
Lado direito da imagem: o metal depositado (ZF); lado esquerdo, região de grãos refinados. 
Ataque: Nital 2% e Picral 4%. 162 
Regiões da junta soldada da figura anterior; (a) metal depositado (ZF). Ferrita em veios e ferrita acicular com carbonetos; 
(b) região de granulação grosseira, junto à linha de fusão: ferrita alotriomórfica em contornos de grão austeníticos 
anteriores, ferrita Widmanstätten e acicular e, possivelmente, bainita; (c) região onde ocorreu pequena esferoidização dos 
carbonetos da perlita: ferrita e perlita levemente esferoidizada. Ataque: Nital 2% e Picral 4%. 
163 
Microestrutura da região da ZTA de um aço ABNT 1018 soldado com arco 
elétrico com proteção gasosa (GTAW ou TIG); 200X. 164 
Microestrutura de um aço ABNT 1018 soldado pelo processo LASER (alta densidade de energia), do tipo CO2 ; (a)-(d) 415X; (e) 65X. 
165 
Microestrutura de um aço ABNT 1040 soldado pelo processo GTAW (TIG); região da ZTA; 400X. 
166 
Diagrama de transformação com resfriamento contínuo (TRC) para um aço ABNT 1040. 
167 
Perfil de microdureza Knoop para um aço ABNT 1040 soldado (região da ZTA); 
(a) sem pré-aquecimento; (b) com pré-aquecimento (250°C). 
168 
Microestrutura de um aço carbono; (A) na condição como fundido; (B) após homogeneização. 
169 
Microestrutura na região da ZTA de um aço carbono (como fundido) soldado. ZF: A e B; ZTA: C-F; MB: G. 
Microestrutura de um aço carbono na condição como fundido. 
170 
Microestrutura de molibdênio soldado por feixe de elétrons (electron beam); nota-se crescimento de grãos na ZTA e as setas 
indicando a linha de fusão. 
ZF ZTA MB 
171 
Microestrutura da ZTA 
Estrutura esquemática da ZTA. 172 
Estrutura da ZTA (aços BC e de baixa liga) 
•A microestrutura da ZTA resulta das transformações na estrutura do MB ocorridas devido aos 
ciclos térmicos e de deformações associados com a soldagem. 
 
 E ainda, pode-se considerar a ZTA dos aços transformáveis como sendo formada de 
diferentes regiões. 
•A região de granulação grosseira, ou de crescimento de grão, corresponde a porções do MB 
aquecidas acima de sua temperatura de crescimento de grão (em geral, em torno de 1200oC), 
tendo uma microestrutura caracterizada pelo se tamanho de grão austenítico e sua estrutura 
secundária resultando da decomposição da austenita. 
•O tamanho de grão austenítico é governado basicamente por dois fatores: 
 (a) a temperatura de crescimento de grão do material; 
 (b) o ciclo térmico de soldagem, particularmente a sua temperatura de pico e o seu tempo de 
permanência acima da temperatura de crescimento de grão. 
•As propriedades da ZTA são enormemente afetadas pelo tipo de estrutura formada e pelos 
ciclos térmicos que ocorrem durante a soldagem. 
•Os fatores de maior importância que provocam mudanças na microestrutura, afetando, 
portanto, as propriedades da zona de solda, são a máxima temperatura atingida no 
aquecimento e a velocidade de resfriamento no intervalo compreendido entre 800oC e 500oC. 
173 
Estrutura da ZTA 
Diagrama de transformação com resfriamento contínuo da ZTA (CCT) para um aço HT 60. 
174 
Estrutura da ZTA 
Diagrama de transformação com resfriamento contínuo da ZTA (CCT) para um aço HT 80. 
175 
 Microestrutura da ZF em Soldas de Vários Passes (Multipasses) 
 
 Na soldagem com vários passes, cada passe, durante a sua deposição, pode afetar 
termicamente os que foram depositados anteriormente. 
 A microestrutura das regiões adjacentes ao passe que está sendo depositado é alterada de 
forma similar à que ocorre na ZTA do MB. 
 
 No resfriamento, com a decomposição da austenita, microconstituintes similares aos 
existentes nas regiões não alteradas da ZF são novamente formados. 
 Em particular, as regiões mais próximas serão aquecidas a temperaturas próximas da de 
fusão, sendo reaustenitizadas, sofrendo um forte crescimento de grão e tendendo a perder o 
aspecto colunar típico que está associado com o processo de solidificação. 
Regiões reaquecidas, mas mais afastadas do cordão sendo depositado, não atingem 
temperaturas suficientemente elevadas para serem austenitizadas. 
 
Nestas regiões, ilhas de martensita poderão ser revenidas, carbonetos e outros constituintes 
poderão ser parcialmente esferoidizados e, dependendo da composição química da solda, 
fenômenos de precipitação e de coalescimento de precipitados poderão ocorrer. Todas estas 
alterações poderão afetar o comportamento mecânico e o desempenho geral da ZF. 
176 
Macroestrutura de uma solda com vários passes de aço carbono; MB – metal base, ZTA – zona termicamente 
afetada; (1) – região não afetada da ZF; (2) – região afetada. 
177 
Na soldagem multipasses, a estrutura da ZTA torna-se mais complexa devido à influência, sobre um 
dado passe, dos ciclos térmicos devidos aos passes posteriores. 
 
As partes das diferentes regiões da ZTA de um passe que são alteradas por passes seguintes, podem 
ser consideradas como novas subregiões da ZTA. 
Entre as várias regiões reaquecidas que podem ser formadas, aquelas resultantes da alteração da 
GGZTA em uma região de granulação grosseira (GGGGZTA ou, simplesmente, GGZTA) ou intercrítica 
(ICGGZTA) são as mais importantes pela sua influência nas propriedades mecânicas da ZTA. 
 
Assim, por exemplo, a parte da GGZTA de um passe que é reaquecida, em um passe seguinte, a 
temperatura entre A3 e A1 (aquecimento intercrítico) forma uma região denominada de ICGGZTA (IC – 
intercrítica e GG – granulação grosseira). 
Estas podem, em alguns aços, criar regiões discretas de muito baixa tenacidade (ductilidade) que são 
conhecidas como Zonas Frágeis Localizadas (LBZ – Localized Brittle Zone). 
 
Na maioria das situações práticas, a temperatura de pico associada com um terceiro ciclo térmico não 
ultrapassa cerca de 500°C, não alterando, portanto, a microestrutura da ZTA de uma forma importante. 
178 
Schematic showing the different subzones that can form in the coarse-grained region of the HAZ in a multipass 
weld. (a) position of subzones relative to base metal (BM) and weld metal (WM). (b) plot of thermal cycles 
relative to AC3 and AC1. (c) microstructures at the different zones. FL refers to the fusion line. 
179 
Recristalização de cordões de solda por passes subsequentes depositados com eletrodo revestido em uma junta 
com multipasses. 
180 
(a) Detalhe da linha de fusão e região termicamente afetada de solda SAW em aço 20MnMoNi55. Observam-se, da esquerda 
acima para a direita, três passes de solda. É possível observar a região colunar de cada um dos cordões e uma região de 
grãos refinados na transição entre os passes. No material base é possível ver a segregação, especialmente na ZTA. Estão 
indicadas, junto à linha de fusão, no MB, duas regiões: (S) região sem segregação no MB e (C) com segregação. 
(b) Esquema indicando as zonas de grãos grosseiros (GG) de um passe que são refinadas para granulação austenítica fina 
(GF) pelos passes subsequentes. Ataque: Nital 2%. 
181 
Região de grãos grosseiros (GG), segregada (figura anterior). 
As regiões segregadas, mais escuras na figura, apresentaram bainita e, por vezes, MA; enquanto as regiões não segregadas 
apresentaram bainita. A dureza na região segregada atingiu 401 HV, enquanto que na região não segregada o maior valor 
foi 327 HV. Ataque: Nital 2%. 
182 
Refino de grãos em soldagem com multipasses; 
 (a) representação esquemática de uma solda com único passe; (b) microestrutura de uma solda com multipasses. 
183 
Microhardness readings (location in multi-pass weld indicated by dots) below 240HV indicating that no martensite structure 
is present in the 1.07 m (42 in.) X-65 steel pipe. 
184 
Temperaturas de pré-aquecimento recomendadas na soldagem de aços de médio e alto carbono. 
Procedimentos típicos de soldagem para aços de médio e alto carbono: 
Soldagem de aços com médio e alto teores de carbono 
AWS E 11018 G 
C / Cr / Si / Ni / Mn / Mo 
CC + BÁSICO 
Resistência à tração: >760 N/mm² (760 MPa) 
Alongamento: >15% 
Eletrodo básico de altíssima resistência mecânica e alta tenacidade à baixa temperatura, para a soldagem de aços de granulação 
fina de elevadas propriedades. “Resiste à corrosão” e a “ocorrência de trincas.” Recomendado para a soldagem de aços de 
construção mecânica, civil (encruados a frio, tipo “SAC 50”) sujeitos a grandes esforços e baixas temperaturas. “Excelente” 
soldagem em todas as posições. 
185 
Soldagem de aços com médio e alto teores de carbono 
186 
Soldagem de aços fundidos 
Temperaturas de pré-aquecimento recomendadas na soldagem de aços de médio e alto carbono. 
187 
Representação esquemática de crescimento de grãos na ZTA; (a) diagrama de fases; (b) ciclos térmicos; 
(c) variações do tamanho de grão. 
188 
Perda de resistência mecânica (ou dureza) de um material encruado causada pela soldagem; 
(a) ciclos térmicos; (b) perfil de resistência mecânica e dureza em função da distância do centro do cordão de solda. 
189 
Limites de escoamento de chapas de duas ligas de alumínio (5083) trabalhadas a frio (endurecidas), soldadas, 
em função da distância do centro do cordão de solda. 
190 
Efeito do aporte térmico por unidade de comprimento de soldas; 
(a) largura da ZTA (hachurada); (b) ciclos térmicos próximos à linha de fusão; (c) resistência mecânica ou dureza 
em função da distância do centro do cordão de solda. 
191 
Efeito do aporte térmico, por unidade de comprimento de solda de uma liga de alumínio (5356) encruada 
(trabalhada a frio), na dureza da ZTA, em função da distância do centro do cordão de solda. 
192 
Resistência mecânica da zona fundida de um aço carbono com menos de 0,1%C em função do processo de 
soldagem. OAW – solda oxiacetilênica, SAW – soldagem por arco submerso, GTAW – soldagem TIG, SMAW – 
soldagem por eletrodo revestido e GMAW – soldagem por MIG/MAG. 
193 
Variação do limite de escoamento a temperatura ambiente na ZF de um aço baixo carbono em função da 
temperatura de tratamento térmico após soldagem. 
194