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FACULDADE DE ENGENHARIA MECÂNICA
MATERIAIS DE CONSTRUÇÃO
MECÂNICA
Prof.:	Warley Augusto Pereira
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1. CRITÉRIOS DE SELEÇÃO DE MATERIAIS
	Uma das mais importantes tarefas de um egenheiro de materiais é o da seleção do material certo dentre muitos milhares que são disponíveis. Existem vários critérios para decisão da escolha do material. Antes de mais nada, as condições em serviço devem ser caracterizadas, uma vez que estas ditarão as propriedades requeridas do material. Em raras ocasiões um material possuirá uma combinação máxima ou ideal de propriedades. Assim, pode ser necessário perder uma característica para ter uma outra. O exemplo clássico envolve resistência mecânica e dutilidade; normalmente, um material tendo uma alta resistênca mecânica terá apenas uma limitada dutilidade.
	Uma segunda consideração de seleção é a deterioração das propriedades dos materiais que pode ocorrer durante operação em serviço. Por exemplo, reduções significativas em resistência mecânica podem resultar da exposição a temperaturas elevadas ou ambientes corrosivos.
	Provavelmente a principal consideração é a econômica: Quanto o produto acabado custará? Pode-se encontrar um material que tenha um conjunto ideal de propriedades mas seja proibitivamente caro. O custo de uma peça acabada inclui também qualquer despesa incorrida durante a fabricação para produzir a desejada forma.
	Quanto maior for a familiaridade de um engenheiro ou cientista com as várias características e correlações estrutura-propriedade, bem como técnicas de processamento de materiais, tanto mais proficiente e confiável ele ou ela será para fazer escolhas judiciosas de materiais baseadas nestes critérios.
1.1. REQUISITOS DE SELEÇÃO
	As atividades de seleção de materiais podem ser executadas tendo múltiplos objetivos em mente, cada um caracterizado por um ou mais requisitos específicos. A lista a seguir fornece alguns exemplos:
-	Redução de custo: as estratégias podem incluir troca do material de construção, por exemplo polímeros substituindo aços na indústria automotiva. Um exemplo é o conjunto de pedais em nylon reforçado com fibra de vidro, utilizado em um automóvel FIAT, que pesa 2,7 kg (cerca de metade do conjunto original em aço) e custa cerca de 20% menos.
-	Novas condições de serviço: Exemplificadas por aumento de pressão e temperatura em um equipamento de processo na indústria química.
-	Materiais versus processo: Há casos em que é necessário proceder à substituição de materiais para permitir a adoção de um processo de fabricação mais econômico. A escolha de um material não pode ser feita sem levar em consideração os processos de fabricação exigidos (por exemplo, conformação, solda, etc), os quais também dependem das propriedades de uma material que possua melhores propriedades.
-	Redução de peso: este é um requisito universal para qualquer produto que seja móvel. As indústrias automotiva e aérea são especialmente sensíveis a este aspecto, que está fortemente relacionado com o consumo de combustível. A Tabela 1 associa materiais à economia de peso na indústria automotiva. Os dados são fornecidos em termos de igual rigidez e resistência, isto é, já incluem diferenças de seção causadas pelos diferentes valores do módulo de elasticidade (E) e tensão de escoamento ((y). Da tabela fica claro que a substituição de materiais tem enorme potencial para redução de massa.
-	Novos materiais: há casos em que a adoção de um novo material leva ao reprojeto completo do produto ou componente. Um exemplo é a substituição de ímãs permanentes de ferrita por ímãs baseados em Terras Raras. As dimensões dos ímãs de terras raras são sensivelmente menores, contribuindo assim para a miniaturização dos dispositivos (motor ou alto-falante). Mas há outras conseqüências: para motores elétricos de alta potência a seleção de ímãs de Nd-Fe-B implica em total mudança de projeto, com os ímãs sendo alojados no rotor ao invés do estator.
Tabela 1.	Economia de massa (em %) obtida pela substituição do aço baixo carbono por diferentes materiais, em partes do automóvel construídas por chapas finas
	Material
	Igual rigidez
	Igual resistência
	Aço
	Base
	Base
	Aço microligado
	0
	18
	Aluminio
	52
	50
	PRFV*
	38
	25
	PRFC**
	48
	60
* Plástico reforçado com fibra de vidro.
** Plástico reforçado com fibra de carbono.
1.2. MOTIVAÇÃO PARA SELEÇÃO DE MATERIAIS
	A seleção de materiais visa atender não apenas propriedades, mas também adequar o material aos processos de fabricação disponíveis.
	Os motivos que levam o engenheiro a selecionar determinados materiais são:
Novo produto, componente ou planta industrial, produzidos pela primeira vez.
Melhoria de um produto ou equipamento já existente.
Situação problema, ex: quebra de componentes que leva a rejeição pelos cliente; fraturas de componentes em equipamentos exigindo alterações no material.
1.3. ELABORAÇÃO DA SELEÇÃO DE MATERIAIS
	A seleção de materiais é uma das principais tarefas do projeto, pois dela dependerá o sucesso do produto final. A seleção de materiais depende de diversas etapas e cada uma dessas etapas depende de informações diferentes.
	Para produzir determinado produto deve-se considerar:
(1) a função – o que o objeto deve fazer;
(2) em que ambiente deverá operar;
(3) por quanto tempo;
(4) qual o custo da solução encontrada e como este se compara com as expectativas.
1.4. FATORES PARA SELEÇÃO DE MATERIAIS
a) Necessidade de substituir o material.
b) Exigências de projeto:
função: funcionabilidade do componente em serviço (Definição; Desenvolvimento do projeto; Tomada de decisão; Análise);
Propriedades do Material:
Mecânicas: tensão/resistência, rigidez, ductilidade, dureza, elasticidade, fadiga e trincas.
Físicas: densidade, calor específico, expansão térmica, condutividade, ponto de fusão, propriedades elétricas e magnéticas
Químicas: oxidação, corrosão, degradação, tóxicidade, inflamabilidade.
Aparência, vida e reciclagem: depende da natureza do componente.
Aparência: uma forte influência no consumidor final. Ex: utensilios domésticos, produtos que trocam de dono rapidamente(automóveis);
Vida útil:devem ser levados em consideração desgaste, fadiga, trincas e estabilidade dinâmica para a vida do componente;
Reciclagem: exigências legais com o meio ambiente.
Processo de fabricação: Fundição, Conformação, Usinagem; União (soldagem), Acabamento, Desmontagem, Tratamento Térmico.
	Processo de fabricação é função da forma, do tipo e propriedades do material.
	Considerações dimensionais e de acabamento:
Tamanho, espessura e complexidade da forma;
Tolerâncias e acabamentos superficiais.
Custo e Disponibilidade: As propriedades do material são relevantes no início do projeto. Na decisão final o custo é o fator dominante.
	O custo e disponibilidade de materiais processados ou brutos e componentes manufaturados estão principalmente relacionados ao processo de fabricação (custo das máquinas e ferramentas).
	O Material selecionado deverá estar disponível em tamanho, na quantidade, ou na forma desejada.
	A confiança no fornecedor passa a ser um item fundamental quando o material é importado e estratégico para o produto final.
	A seleção de materiais “mais nobres” tem de se traduzir em aumento do desempenho. Trocas de materiais, exigem alterações de procedimentos e estocagem ( custos.
	A interação custo/desempenho possui um amplo espectro: 
Aplicações que exigem o melhor desempenho possível (submarino nuclear, nave espacial, locomotivas) - uma vez que se decide fabricar o preço é secundário as especificações técnicas são mandatárias.
Aplicações onde o preço é determinante (carros, eletrodomésticos etc) - fabricante não tem de oferecer o melhor desempenho tecnológico, tem de garantir que a relação custo/beneficio desse produto é melhor do que o da concorrência.Considerar a relação características do material versuscaracterísticas do projeto:
Material tenaz: capaz de resistir ao inicio e propagação de trincas é CARO.
Projeto tenaz: está livre de entalhes e concentradores de tensão é BARATO.
	Decisões com base no custo inibem avanços tecnológicos. Avanços tecnológicos tem de se traduzir em lucro.
	Decisões baseadas em custos tem de ser tomadas com pleno conhecimento de:
Requisitos de operação especificos que se possam antecipar.
Propriedades dos materiais disponíveis e a sua relação com esses requisitos.
c) Exigências da sociedade:
Consumo de energia;
Preservação da vida e do meio ambiente.
Previsão de reciclagem.
d) Prever a eficácia e a durabilidade.
e) Quantificar a eficácia.
f) Conhecer todo o universo de materiais.
g) Novas condições de serviço.
Aumento de pressão e temperatura. Ex.: Equipamento de processo na industria química.
Materiais versus processos.
	→substituição para adoção de um processo mais econômico.
Redução de peso.
	→ Requisito universal para qualquer produto móvel. Ex.: Industria automotiva e aeronáutica.
Novos materiais
	→ Adoção de um novo material pode levar ao reprojeto completo do produto ou componente.
h) Falha em Serviço: Grande influência no processo de seleção, exige a análise da causa e do mecanismo de falha. Causas:
Erro de projeto: escolha incorreta do material ou condição de serviço mal especificada. Fator de segurança adequado evitando falhas prematuras, gastos desnecessários ou sobrecarga da estrutura.
Defeito no material, selecionado adequadamente: capacidade de inspecionar e avaliar o impacto destes defeitos no contexto econômica e de serviço. Ex: defeitos de fundição.
Defeitos introduzidos na fabricação: a confeção do componente/processo de fabricação selecionado pode introduzir defeitos. Ex: soldagem, tratamento térmico mal controlado, usinagem defeituosa, desalinhamento de componentes; alteração de propriedades mecânicas ou composição durante o processo de fabricação torna difícil de prever.
Deterioração em serviço: Certos tipos de degradação podem apenas ser adiados em função do ambiente de operação, corrosão e/ou desgaste, estabilidade da microestrutura/propriedades (temperatura). Alterações nas condições de serviço mudam o desempenho e favorecem falha prematura => manutenção é crucial (lubrificação, recondicionamento de componente).
1.5. PROCESSO PARA SELEÇÃO DE MATERIAIS
a) CONSIDERAÇÕES SOBRE AS PROPRIEDADES MECÂNICAS
1. Quais as forças estáticas necessária?
2. Se a peça for sobrecarregada ela deverá falhar por deformação plástica ou fratura?
3. É possível a existência de impactos?
4. Existem carregamentos cíclicos?
5. É necessário resistência contra desgaste?
6. Em que faixas de temperaturas estas propriedades devem estar presentes?
7. Quanto o material poderá flexionar, tracionar ou comprimir e ainda funcionar corretamente?
b) CONSIDERAÇÕES SOBRE AS PROPRIEDADES FÍSICAS
1. Existem requisitos elétricos? Condutividade? Resistividade?
2. Existe alguma propriedade magnética necessária?
3. As propriedade térmicas são importantes? Condutividade? Mudança de dimensões?
4. Existe algum requisito ótico?
5. O peso/densidade é um fator significante?
6. A aparência é importante? Quanto? Cor, textura ou “sensação”?
c) CONSIDERAÇÕES SOBRE O AMBIENTE DE TRABALHO
1. Qual a temperatura máxima, mínima e normal de operação do componente? A troca de temperatura é cíclica? Em que velocidade?
2. O ambiente écorrosivo? Quanto?
3. Qual a vida útil esperada?
4. Qual o nível desejável de inspeção e manutenção?
5. São considerados os aspectos de desmontagem ou reciclagem do componente?
d) CONSIDERAÇÕES SOBRE FABRICAÇÃO
1. Quantidade de componentes a serem feitos?
2. Podem ser especificados tamanho e forma padrão quando possível?
3. O projeto aponta aspectos que facilitam a manufatura?
4. Quais as seções mais finas e espessas do componente?
5. Qual o nível de qualidade em relação ao mercado?
6. Qual necessidades de controle de qualidade e inspeção?
7. Existem aspectos de (des)montagem que devam ser levados em consideração?
e) CONSIDERAÇÕES SOBRE CUSTO
	Após a seleção de um grupo apropriado de materiais potenciais, o CUSTO torna-se um fator importante de seleção a ser considerado.
1. O material é muito caro para atender as necessidades do mercado?
2. Deveria ser utilizado um material mais caro se ele oferece melhores propriedades?
3. Qual o limite entre fácil fabricação e custo do material?
f) CONSIDERAÇÕES SOBRE DISPONIBILIDADE
1. O Material selecionado deverá estar disponível em tamanho, na quantidade, ou na forma desejada.
2. A confiança no fornecedor passa a ser um item fundamental quando o material é importado e estratégico para o produto final.
1.6. ÍNDICE DE MÉRITO (IM)
Permite julgar o desempenho dos diversos materiais para função específica desejada.
É uma fórmula algébrica que expressa um compromisso entre duas características ou propriedades. Ex: resistência/peso.
Em sua forma mais simples um IM é geralmente uma fração, tendo no numerador a propriedade que se quer maximizar e no denominador a que se deseja minimizar.
	Para se deduzir o IM devem ser seguidas algumas etapas:
Estabelecimento da função do produto ou componente - normalmente realizada por simples inspeção do objeto.
Estabelecimento do objetivo principal - expressa o requisito imposto àquela etapa de seleção.
Identificação da restrição - identificada com o desempenho e com a propriedade que o controla, no contexto do objetivo desejado.
Exemplo: Índice de mérito para a relação Resistência x Densidade (peso):
	Para a aplicação em questão, Material deve ter alto IM.
1.7. MAPAS DE PROPRIEDADES – DIAGRAMA DE SELEÇÃO DE MATERIAIS
	Também conhecido por MPM (Mapa de Propriedades Mecânicas), é um espaço bi-dimensional que organiza e armazena as propriedades dos materiais (Figura 1).
	De rápida comparação entre os materiais, a representação gráfica é feita por sistema de coordenadas ortogonais.
	Agrupam todas as famílias de materiais em gráficos relacionando as propriedades, contendo índices de mérito utilizados em cálculos de dimensionamento e seleção.
Figura 1 – Mapa Resistência x Densidade.
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2. LIGAS FERROSAS
	As ligas ferrosas são, em princípio, divididas em dois grupos:
Aços, com teores de carbono até 2,0%;
Ferrros fundidos, co teores de carbono acima de 2,0% e raramente superior a 4,0%.
	Considerando os elementos de liga que podem estar presentes e as estruturas que caracterizam alguns tipos desses materiais, as ligas ferrosas serão:
Aço carbono: liga ferro carbono contendo geralmente de 0,008% até cerca de 2,11% de carbono, além de elementos residuais, resultantes dos processos de fabricação (Mn, Si, P e S);
Aço liga: aço carbono que contém outros elementos de liga ou apresenta elementos residuais, em teores acima dos normais;
Ferro fundido cinzento: liga ferro-carbono-silício, com teor de carbono acima de 2,0% e silício presente em teores de 1,2% a 3,0%. A quantidade de carbono conjuntamente com o elevado teor de silício, promove a formação parcial de carbono livre, na forma de lamelas ou veios de grafita. Nessas condições, o ferro fundido cinzento apresenta fratura com coloração escura;
Ferro fundido branco: liga ferro-carbono-silício, com teor se silício menor que o cinzento e que, devido ao silício em menor quantidade e às condições de fabricação, apresenta o carbono quase que inteiramente combinado, resultante numa fratura de coloração clara;
Ferro fundido mesclado: liga ferro-carbono-silício caracterizada por composição e condições de fabricação de tal ordem que resulta numa fratura de coloração mista entre branca e cinzenta;
Ferro fundido maleável: liga ferro-carbono-silício caracterizada por apresentar grafita na forma de nódulos, devido a umtratamento térmico especial (maleabilização) a que se submete um ferro fundido branco;
Ferro fundido nodular: liga ferro-carbono-silício caracterizada por apresentar grafita na forma esferoidal, resultante de um tratamento realizado no material ainda no estado líquido (nodulização).
2.1. DIAGRAMA DE EQUILÍBRIO
	A Figura 2 mostra o diagrama metaestável da liga binária Fe-C. O diagrama é chamado de “equilíbrio metaestável” porque ocorrem modificações com o tempo, que afastam as reações do equilíbrio estável.
	O diagrama abrange uma faixa de teores de carbono relativamente estreita, de 0 a 6,7%, teor este último que corresponde à composição química do carboneto de ferro Fe3C.
	A rigor, o diagrama poderia ser considerado como um diagrama Fe- Fe3C e quando se diz que o mesmo é de equilíbrio metaestável é porque pode ocorrer eventualmente decomposição de Fe3C em ferro e carbono, este último na forma de grafita.
	O diagrama abrange a faixa completa das ligas Fe-C comerciais: aços, entre 0 e 2,11% de carbono e ferros fundidos, com carbono acima de 2,11%.
	O diagrama mostra um eutético – ponto C – a 1.148 ºC e corresponde a um teor de carbono de 4,30%.
	Por outro lado, na faixa correspondente aos aços, o ponto S – a 0,77% C e à temperatura de 727 ºC – tem característicos semelhantes ao ponto C. O ponto S é chamado “eutetóide”.
	Em função dos dois pontos, costuma-se agrupar os aços e ferros fundidos da seguinte maneira:
Aço eutetóide: com teor de carbono correspondente ao ponto eutetóide (0,77%);
Figura 2 – Diagrama de equilíbrio FE-C.
Aço hipoeutetóide: com teor de carbono entre 0 e 0,77%;
Aço hipereutetóide: com teor de carbono entre 0,77% e 2,11%;
Ferro fundido eutético: com teor de carbono correspondente ao ponto eutético (4,30%);
Ferro fundido hipoeutético: com teor de carbono entre 2,11% e 4,30%;
Ferro fundido hipereutético: com teor de carbono acima de 4,30%.
	As considerações a serem feitas a respeito do diagrama binário Fe-C são:
O ponto A ( ponto de fusão do ferro puro (1.538 ºC). O ponto D ( ponto de fusão do Fe3C (impreciso);
Na parte superior esquerda do diagrama, numa faixa estreita, ocorre uma reação especial chamada “peritética”, na passagem do estado líquido ao sólido, em torno de 1.495 ºC, a qual, contudo, não apresenta importância sob o ponto de vista prático. Nesse trecho, ao solidificar, o ferro adquire a estrutura cúbica centrada (( - delta), passando quase a seguir à estrutura cúbica de face centrada (( - gama), que caracteriza o ferro a alta temperatura. A 912 ºC, há a passagem da forma cúbica de face centrada para cubo centrado até a temperatura ambiente, na forma alotrópica alfa (();
Na faixa de temperaturas em que o ferro está na forma alotrópica gama, ele tem capacidade de dissolver o carbono presente;
A solubilidade do carbono do ferro gama não é ilimitada: ela é máxima a 1.148 ºC e corresponde a um teor de carbono de 2,11%. À medida que cai a temperatura, a solubilidade do carbono no ferro gama decresce; assim, a 727 ºC, a máxima quantidade de carbono que pode ser mantido em solução sólida no ferro gama é 0,77%. Esses fatos são indicados no diagrama pelas linhas JE e Acm, esta última representando, portando, a máxima solubilidade do carbono ou do Fe3C no ferro gama, nas condições de equilíbrio;
As linhas JE e ECF correspondem à linha “solidus” do diagrama;
O carbono afeta, por outro lado, a temperatura de transformação alotrópica gama-alfa: a partir de 0% de carbono, essa temperatura de transformação decresce gradativamente, até que para 0,77% ela se situa a 727 ºC. Abaixo de 727 ºC não poderá existir, em nenhuma hipótese, nas condições de equilíbrio, ou seja, esfriamento muito lento, ferro na forma alotrópica gama. Tal fato é indicado pela linha PSK ou A1;
Entre teores de carbono 0 e 0,77% ocorre não apenas o abaixamento da temperatura de transformação alotrópica gama-alfa, esta transformação é gradual ou se dá em duas etapas: começa na linha GS ou A3 e termina na linha OS ou A1. Somente a 727 ºC ela é instantânea;
A solubilidade do carbono no ferro alfa não é nula; cerca de 0,008% de carbono dissolvem-se à temperatura ambiente, e a 727 ºC, a solubilidade aumenta para 0,02%. De 727 ºC para cima, decresce novamente a solubilidade do carbono até que a 912 ºC torna-se nula. Nesse instante o ferro alfa passa a gama, que pode manter em solução sólida o carbono em teores bem mais elevados, como se viu, os fatos acima estão indicados pelas linhas QP e PG. Pode-se chamar a liga Fe-C com carbono até 0,008% de ferro comercialmente puro;
Acima de 2,11% de carbono, na faixa dos ferro fundidos, duas linhas predominam na fase sólida: a linha ECF “solidus” e a linha SK, indicada por A1, abaixo da qual não pode existir ferro na forma alotrópica gama;
A solução sólida do carbono no ferro gama chama-se “austenita”; portanto, na zona limitada pelas linhas JE, ES, SG e GNJ só existe austenita. Essa zona é denominada “austenítica”. Esta austenita (nome derivado do metalurgista inglês Robert Austen) é um constituinte estrutural de boa resistência mecânica e apreciável tenacidade e não magnético;
Na zona limitada pelas linhas SE (Acm), EFC e SK (A1) existe simultaneamente austenita e carbono, este último na forma de Fe3C, porque a solubilidade do carbono no ferro gama não é ilimitada;
O Fe3C é um carboneto contendo 6,67% de carbono, muito duro e frágil. Esse constituinte é denominaddo “cementita” (do latim “caementum”);
	As linhas que marcam o início e o fim das transformações chamam-se linhas de transformação e elas limitam zonas chamadas zonas críticas.
2.1.1. Reações que Ocorrem na Faixa de Composições Correspondentes aos Aços
	Na zona austenítica, após a solidificação das ligas, só ocorre austenita. No caso de um aço hipoeutetóide – entre 0,008% e 0,77% de carbono, o ferro gama da austenita começa a transformar-se em ferro alfa que se separa, visto que ele não pode manter em solução sólida senão quantidades irrisórias de carbono. Assim, a composição estrutural da liga vai se modificando à medida que cai a temperatura: de um lado, tem-se ferro puro alfa separando-se continuamente e do outro lado a austenita, cujo teor de carbono vai aumentando, em direção ao ponto S.
	No instante que a liga atinge a temperatura correspondente a 727 ºC, tem-se, portanto, em equilíbrio, dois constituintes estruturais: ferro puro na forma alotrópica alfa e uma solução sólida de 0,77% de carbono no ferro gama (austenita com 0,77% de C). Nesse momento, todo o ferro gama remanescente transforma-se bruscamente em ferro alfa. A transformação é tão repentina que não há tempo suficiente para que ocorra uma separação nítida entre o carbono (na forma de Fe3C ou cementita) e o ferro, na forma alotrópica alfa. Resulta um constituinte de forma lamelar, formado por lâminas muito delgadas e muito próximas umas das outras, de ferro alfa e Fe3C, dispostas alternadamente. Com aumentos microscópicos relativamente pequenos, não dá para perceber tais lâminas. Com maiores aumentos, acima de 1.000 vezes, por exemplo, elas são visíveis. Esquematicamente o aspecto dessa estrutura está representada na Figura 3 (aço eutetóide). Devido à nuance de madrepérola que esse constituinte adquire, quando examinado ao microscópio, é chamado “perlita”. Suas propriedades são intermediárias entre as do ferro puro (pouco resistente, mole e muito dúctil) e a cementita (muito resistente, muito dura e muito frágil).
Figura 3 –	Representação esquemática das estruturas das ligas Fe-C, na faixa correspondente aos aços, resfriados lentamente, conforme o diagrama de equilíbrio Fe-C.
	O ferro puro, na forma alotrópica alfa, corresponde a uma estrutura chamada “ferrita” (do latim “ferrum”). A ferrita pode manter em solução sólida até 0,008% de carbono.
	Os aços hipoeutetóides, com teor de carbono entre 0,008% e 0,77%, apresentam em temperatura ambiente uma estrutura composta de ferrita e perlita (Fig. 3-b). A quantidade de perlita aumenta e a ferrita diminui, à medida que a composiçãodo aço cresce em direção ao ponto eutetóide.
	Ao resfriar-se lentamente um aço com composição exatamente eutetóide (0,77% C), a única trasnformação que ocorre é no ponto S, quando a austenita passa bruscamente a perlita, cuja estrutura está representada esquematicamente na Figura 3 (c).
	Para os aços hipereutetóides, entre 0,77% e 2,11% de carbono as reações que ocorrem podem ser assim explicadas: a austenita, ao atravessar a linha SE ou Acm, de máxima solubilidade do carbono no ferro gama, começa a expulsar o excesso de carbono que não pode ser mantido em solução. Em consequência, numa temperatura intermediária entre Acm e A1, haverá em equilíbrio duas fases: uma, representada pela austenita que vai se empobrecendo em carbono e outra, pelo carbono continuamente expulso, na forma de Fe3C ou cementita.
	À temperatura de 727 ºC (linha A1), as fases que estão em equilíbrio serão, portanto: de um lado o Fe3C e do outro a austenita com 0,77% de carbono, a qual se transforma imediatamente em perlita ao atingir e ultrapassar a linha A1. A estrutura correspondente, que permanece até a temperatura ambiente é perlita mais cementita; esta última vai localizar-se nos contornos dos grãos (Figura 3-d).
	Assim, para os aços, têm-se as seguintes estruturas, à temperatura ambiente (ou abaixo da linha A1):
Ferro comercialmente puro: ferrita, mole, dúctil e pouco resistente;
Aços hipoeutetóides: ferrita mais perlita, cuja resistência e dureza vão aumentando e cuja ductilidade vai diminuindo à medida que se caminha em direção ao teor 0,77% de carbono;
Aços hipereutetóides: perlita mais cementita; a quantidade esta disposta nos contornos dos grãos, aumenta à medida que se caminha para teores mais elevados de carbono; essa estrutura é dura, resistente e pouco dúctil, característicos que se acentuam à medida que aumenta o teor de carbono.
	Em função dessas propriedades das estruturas, os aços têm suas propriedades modificadas, à medida que o teor de carbono aumenta, conforme mostra o gráfico da Figura 4.
Figura 4 – Propriedades mecânicas dos aços em função do teor de carbono.
2.1.2. Reações que Ocorrem na Faixa de Composições Correspondentes aos Ferros Fundidos
	Para facilitar o estudo dessas reações, convém verificar inicialmente qual a estrutura do eutético (ponto C) solidificado, porque,a partir desse eutético, podem ser facilmente determinadas as estruturas dos ferros fundidos hipo e hipereutéticos.
	No ponto C, estão em equilíbrio duas fases: de um lado, à esquerda, a austenita com 2,11% de carbono, o máximo que pode ser mantido em solução sólida. Do outro lado (direito), o Fe3C que corresponde à extremidade do diagrama. Esse eutético (austenita + cementita) é chamado ledeburita. Sua constituição estrutural corresponde a um fundo de cementita, com 6,67% de carbono e cristais dendríticos de austenita contendo 2,11% de carbono.
	Pelo exame do diagrama, verifica-se que, ultrapassada a linha sólidus ECF, ocorre uma diminuição gradativa do teor de carbono da austenita, cuja composição acompanha a inclinação da linha Acm, até que, ao atingir-se a temperatura 727 ºC (ponto S), correspondente a 0,77 % de carbono, na linha A1, essa austenita se transforma repentinamente em perlita.
	Assim, ao ultrapassar a linha A1, a ledeburita será constituída de glóbulos de perlita sobre um fundo de cementita. Esse aspecto que permanece até a temperatura ambiente, está indicado na Figura 5 (C).
	No caso de um ferro fundido hipoeutético (2,11% a 4,30% C), na faixa de temperatura entre as linhas solidus e A1, estão em equilíbrio as fases seguintes: de um lado, a austenita que se empobrece gradativamente de carbono até, ao atingir a linha A1, transformar-se em perlita. Do outro lado, a ledeburira, constituída agora de glóbulos de perlita sobre um fundo de cementita (Figura 5-A).
Figura 5 –	Representação esquemática das ligas Fe-C, na faixa dos ferros fundidos, resfriados lentamente, conforme o diagrama de equilíbrio Fe-C.
	No caso de um ferro fundido hipereutético (4,30% a 6,67% C), entre as linhas solidus e a linha A1, nada ocorre com a cementita separada durante o resfriamento na fase líquida. Mas a ledeburita sofre transformações, porque a sua austenita tem o teor de carbono decrescendo gradativamente, à medida que, no resfriamento, se aproxima da linha A1, onde a austenita se transforma em perlita. Assim, abaixo de A1, até a temperatura ambiente, a estrutura dos ferros fundidos hipereutéticos (Figura 5-B) é constituída de cristais alongados de cementita e um fundo de ledeburita (glóbulos de perlita mais cementita).
	Essas estruturas correspondem aos ferros fundidos brancos, em que não existe qualquer carbono na forma livre de grafita.
	Tais ferros fundidos são de relativamente pouco uso comercial, devido a sua grande dureza e fragilidade e baixa usinabilidade.
2.1.3. LIGAS Fe-C-Si
	Os ferros fundidos mais usados são os cinzentos, caracterizados pela presença de silício, geralmente em teores superiores a 2,0%. A presença desse elemento produz uma decomposição do Fe3C, em Fe e C, este último na forma de grafita. Por isso, o silício é frequentemente chamado elemento grafitizante.
	A forma como a grafita se apresenta nos ferros fundidos cinzentos está representada na Figura 6.
	A forma e a distribuição dos veios de grafita variam, o que levou as associações técnicas, como a ASTM (American Society for Testing Material) e a AFS (American Foundrymen’s Society) a promover a sua classificação em cinco tipos:
	A – irregular desorientada;
	B – em roseta;
	C – desigual irregular;
	D – interdendrítica desorientada;
	E – interdendrítica orientada.
Figura 6 –	Aspecto micrográfico de um ferro fundido cinzento, sem ataque. Observa-se a presença de carbono livre na forma de veios de grafita.
que conferem propriedades diferentes aos vários tipos de ferros fundidos cinzentos.
	Os conceitos de variação de propriedades mecânicas em função do teor de carbono, que se aplicam nos aços, não podem ser aplicados com o mesmo sentido nos ferros fundidos.
	Os ferros fundidos, à medida que o teor de carbono aumenta, tornam-se mais moles, menos resistentes e mais usináveis. Entretanto, sua ductilidade, qualquer que seja o teor de carbono, é praticamente nula, devido à presença de carbono livre em veios de grafita.
2.2.	FATORES QUE INFLUEM NA POSIÇÃO DAS LINHAS DE TRANSFORMAÇÃO DO DIAGRAMA DE EQUILÍBRIO Fe-C
	A posição das linhas de transformação do diagrama Fe-C é afetada pelos seguintes fatores:
Aquecimento ou resfriamento:	A posição das linhas A3, A2 e Acm corresponde a resfriamento lento. Para aquecimento lento, as mesmas reações que levam às modificações estruturais ocorrem em sentido inverso. Entretanto, a posição das linhas é diferente, ficando as mesmas ligeiramente deslocadas para cima.
Presença de elementos de liga:	Os elementos de liga usuais (Mn e Si) e os que são propositalmente adicionados para alterar as propriedades dos aços (Ni, Cr, Mo, W, Ti etc.), atuam diferentemente nas duas formas alotrópicas que caracterizam o ferro e, por essa razão, na posição das linhas de transformação, ou seja, na zona crítica e na zona austenítica.
	O carbono cria uma faixa de temperaturas onde as duas formas alotrópicas alfa e gama podem existir. Da mesma maneira, atuam certos elementos de liga.
	Os efeitos em particular de alguns elementos sobre o campo austenítico são os seguintes:
Mn, Ni e Co alargam a faixa de temperaturas para austenita estável;
Si, Cr, Mo, Ti entre outros, estreitam a faixa de temperaturas de austenita estável.
	Os elementos de liga influem igualmente sobre a temperatura e a composição do eutetóide, o que significa deslocar as linhas de transformação.
	A maioria dos elementos de liga (Ti, W, Mo, Si, Ni, Mn, Cr), uns mais do que outros, tende a deslocar o eutetóide para a esquerda, ou seja, diminui o seu teor de carbono.
	Quanto à temperatura do eutetóide, com exceção do Mn e do Ni, que diminuem essa temperatura, os outros elementos mais comuns (Cr,W, Si, Mo e Ti) tendem a aumentá-la.
	Na faixa de composições correspondentes aos ferros fundidos, o efeito mais importante é o do silício. A tendência grafitizante desse elemento altera totalmente as propriedades desses materiais.
	Outros elementos podem atuar em sentido contrário, em particular o manganês, que é um dos mais importantes estabilizadores da cementita, ou seja, dificulta ou impede a sua decomposição.
	As propriedades das ligas ferro-carbono são influenciadas pelas suas estruturas. Estas dependem das reações que ocorrem no diagrama de equilíbrio, onde os elementos de liga atuam diretamente nas linhas de transformação, na faixa austenítica e na temperatura e composição do eutetóide, no caso dos aços, e na capacidade grafitizante ou estabilizadora da cementita.
2.3. DIAGRAMA TRANSFORMAÇÃO TEMPO TEMPERATURA
	Um dos fatores mais importantes que influenciam a posição das linhas de transformação, ou seja, a própria transformação da austenita, é a velocidade de resfriamento.
	Ao se aumentar essa velocidade haverá um afastamento das condições de equilíbrio e as reações de transformação tendem a modificar-se, pois, como a alteração do reticulado cristalino do ferro gama e ferro alfa depende da movimentação atômica, esta não se completa e, em consequência, os constituintes normais resultantes da transformação da austenita (como a perlita) deixam de formar-se ou até mesmo podem surgir novos constituintes estruturais.
	Tais fatos são expressos também por uma alteração de posição da zona crítica, em virtude de um abaixamento gradual das linhas de transformação A3 e A1, à medida que aumenta a velocidade de resfriamento.
	O que ocorre não é um rebaixamento da zona crítica, mas sim um atraso do início das reações ou das transformações estruturais, devido a uma inércia própria de alguns fenômenos físicos.
2.3.1. EFEITO DA TEMPERATURA DE TRANSFORMAÇÃO DA PERLITA
	Na Figura 7 vemos um gráfico que nos mostra a variação da velocidade de transformação da perlita de acordo com a temperatura em que a mesma se processa. Como pode ser visto estas são temperaturas de transformação abaixo da temperatura eutetóide e existe uma variação bastante acentuada na velocidade à medida em que as transformações ocorrem a temperaturas mais baixas.
Figura 7 -	Velocidade de crescimento da perlita em função da temperatura de reação em uma liga ferro-carbono de composição eutetóide.
	Este gráfico deve ser entendido da seguinte maneira: ao levarmos um aço eutetóide até uma temperatura em que o mesmo se torna totalmente austenítico obtemos uma fase que é estável. Se agora fizermos um resfriamento rápido não permitiremos que a austenita se transforme nas temperaturas usuais determinadas pelo diagrama de equilíbrio. Esta austenita, então, passa a ser uma austenita instável que está prestes a se transformar pois nas temperaturas abaixo da eutetóide a mesma possui uma energia adicional que tende a fazer com que se transforme em produtos mais estáveis que podem ser ferrita e cementita na configuração característica de perlita. Agora, como esta transformação implica em difusão atômica, deveremos ter um certo intervalo de tempo para que a reação se processe e como os fatores que governam a nucleação da nova fase e a difusão são dependentes do tempo teremos velocidades variáveis com a temperatura. Assim, para temperaturas próximas da eutetóide, a velocidade de transformação é baixa, aumentando à medida em que se diminui a temperatura.
	Da mesma forma que existe a variação na velocidade de transformação da perlita com a temperatura, também a espessura das lamelas varia com a temperatura. Embora este fenômeno não seja muito bem compreendido o fato é que quanto mais baixa for a temperatura de transformação, menor será o espaçamento interlamelar da perlita.
2.3.2. VELOCIDADE DE NUCLEAÇÃO DA PERLITA
	A velocidade de nucleação da perlita, isto é, a velocidade com que ocorre a transformação da austenita para lamelas de ferrita e cementita é um fenômeno que está associado à temperatura e ao aparecimento de uma energia livre de transformação, descontada a energia de formação das interfaces de ferrita e cementita. Esta energia livre restante será utilizada para a difusão do carbono da austenita para a cementita e para a transformação da austenita para ferrita e para cementita. Isto conduz à formação heterogênea de núcleos a partir do contorno de grão da austenita. A velocidade de formação destes núcleos é dependente da temperatura. Por exemplo, para temperaturas logo abaixo da eutetóide, somente se formam uns poucos núcleos e devido à velocidade de desenvolvimento dos mesmos se formam grandes nódulos de perlita, o que irá influir também no espaçamento entre as lamelas. Para temperaturas mais baixas existe a formação de uma grande quantidade de núcleos e uma vez que estes se formam a uma velocidade maior do que a sua velocidade de desenvolvimento haverá a formação de um número maior de colônias de perlita, fazendo com que aumente a velocidade de reação e diminuindo o espaçamento entre as lamelas.
2.3.3. A REAÇÃO BAINÍTICA
	Tudo aquilo que foi descrito anteriormente a respeito da transformação da austenita para perlita tem validade somente até temperaturas intermediárias, da ordem de 500 ºC. Embora muitos dos conceitos acima expostos tenham validade para temperaturas inferiores o fato é que para esta faixa de temperaturas fenômenos tais como nucleação, dependência com a temperatura e difusão atômica irão ocorrer, mas o produto formado apresenta características microestruturais bastante diferentes da perlita e por isto leva o nome de bainita para que possa ser diferenciada da estrutura anterior.
	Da mesma forma que a perlita, a bainita não é uma fase mas sim uma mistura de fases em que existe a convivência de regimes de alta concentração de carbono originando carbonetos de ferro que estão finamente dispersos sobre uma matriz praticamente isenta de carbono que é a ferrita. Ainda semelhante à perlita, a reação bainítica ocorre através de difusão de átomos e, portanto, a mesma é dependente da temperatura em que ocorre a transformação e do tempo em que o aço permanece a esta temperatura. Diferentemente entretanto da perlita, a bainita não se apresenta em forma de lamelas, mas sim na forma de agulhas que formam placas. Cada placa de bainita é composta por um certo volume de ferrita onde estão incrustradas partículas de carboneto. Além disso a bainita assume uma disposição diferente de suas placas na medida em que a mesma é formada a temperaturas mais altas ou mais baixas. Para temperaturas mais altas, digamos a 450 ºC, a bainita formada apresenta-se na forma de placas mais irregulares com carbonetos mais grosseiros e alinhados segundo a direção preferencial da placa. Para temperaturas mais baixas, digamos a 250 ºC, a bainita irá apresentar-se na forma de placas mais regulares com carbonetos mais finos e é formando um ângulo com a direção de orientação da placa. Além disso o próprio carboneto formado é diferente. Para temperaturas mais altas o carboneto é a própria cementita, de estrutura cristalina ortorrômbica e 6,7 % de carbono, enquanto que para temperaturas mais baixas, forma-se carboneto épsilon (ε) com estrutura cristalina hexagonal e 8,4 % de carbono. Desta forma deve-se fazer distinção entre o que seria chamado de bainita superior e o que seria chamado de bainita inferior.
	Outro aspecto importante a ser salientado é que a velocidade de transformação da austenita para bainita é fortemente dependente dos fatores associados à nucleação e desenvolvimento da nova fase. Neste caso como a temperatura é baixa, a energia livre, que é dependente da diferença entre as temperaturas de estabilidade da austenita (temperatura eutetóide) e da temperatura em que ocorre a transformação, é elevada e a formação de novos núcleos é muito intensa mas o seu desenvolvimento é prejudicado pela baixa extração de calor. Isto irá fazer com que a velocidade de reação diminua à medida em que se diminui a temperatura.2.3.4. DIAGRAMA ISOTÉRMICO
	Na Figura 8 vemos um diagrama isotérmico completo de um aço eutetóide. Um diagrama isotérmico ou diagrama TTT é um diagrama que nos mostra as reações que ocorrem nas temperaturas em que a austenita se torna instável, de acordo com os tempos de reação.
	Observando-se a Figura 8, vemos que em um dos eixos estão plotadas as temperaturas e no outro eixo estão plotados os tempos de reação em escala logarítmica. Temos também duas curvas que correspondem aos tempos de início e de fim da transformação do aço.
Figura 8 - Diagrama completo de transformação isotérmica para um aço eutetóide.
	Estas curvas representam a dependência da reação com o tempo, sendo que a primeira curva representa o início da transformação e a segunda curva representa o fim da transformação. Nela podemos ver, segundo o que já foi exposto acima, que a velocidade de transformação do aço é variável, tendo-se uma velocidade baixa para temperaturas próximas da eutetóide, velocidade esta que vai crescendo para temperaturas intermediárias e finalmente começa novamente a decrescer para as temperaturas mais baixas. Este fato produz a forma característica destes diagramas, formado um joelho próximo dos 500 ºC. Temos ainda próximo dos 200 ºC uma isoterma que representa o início da transformação martensítica (linha Ms), devendo-se observar que, tendo em vista a natureza desta reação em que não existe difusão dos átomos, a mesma não é dependente do tempo mas sim unicamente da temperatura. Sendo assim, o progresso desta transformação só ocorre se diminuirmos a temperatura, e só teremos o aço completamente transformado quando se chega próximo da temperatura ambiente.
	As curvas mostradas no diagrama representam as transformações que ocorrem ao longo do tempo e, como estas transformações são governadas pela maneira como ocorre a transformação, os produtos formados dependem da temperatura em que se permite a transformação do aço. Assim temos que, desde a temperatura eutetóide até próximo da temperatura intermediária, isto é próximo do joelho, temos a formação de perlita cujo espaçamento interlamelar vai decrescendo à medida em que se decresce a temperatura de transformação. Para as temperaturas abaixo do joelho até a linha de formação da martensita temos a formação de bainita que vai desde uma bainita superior até uma bainita inferior.
	Vamos agora estudar em mais detalhes o que ocorre quando resfriamos um aço eutetóide rapidamente até alguma destas temperaturas e o deixamos por algum tempo a esta temperatura. Para isto faremos uso da Figura 9 que representa um diagrama isotérmico de um aço eutetóide, sobre a qual estão traçadas algumas curvas de temperatura-tempo. Deve ser lembrado que sempre que quisermos estudar as transformações que ocorrem nos aços deve-se pressupor que este tenha sido austenitizado e que a partir desta condição será feito um resfriamento rápido até a temperatura em que se pretende estudar a transformação.
Figura 9 - Trajetórias arbitrárias temperatura-tempo sobre o diagrama de transformação isotérmica
Curva 1 - Resfriamos rapidamente o aço desde a temperatura austenítica até a temperatura de 160 ºC, mantendo-se o mesmo a esta temperatura por um tempo de aproximadamente 10 segundos. Em conseqüência deste resfriamento evitamos a transformação do aço até que se atinja a temperatura de início de transformação da martensita (linha Ms), a partir da qual começa a se formar martensita atômicamente. Quando chegamos aos 160 ºC aproximadamente metade da austenita estão transformada em martensita, permanecendo portanto ainda metade do aço por transformar. Se mantivermos esta temperatura por um tempo mais longo praticamente não ocorrerá mais nenhuma transformação, mantendo-se portanto inalteradas as quantidades de martensita e austenita. Isto se deve à natureza atômica da transformação martensítica e só poderemos ter mais transformação se diminuirmos a temperatura.
Curva 2 - Resfriamos rapidamente a aço até a temperatura de 250 °C e o deixamos nesta temperatura por 100 segundos, prosseguindo então com resfriamento rápido até à temperatura ambiente. Neste caso o tempo em que o aço permanece a 250 °C não é suficiente para que ocorra qualquer transformação, pois aqui a velocidade de reação já é bastante lenta. Desta forma com o prosseguimento do resfriamento entraremos no campo de formação da martensita e teremos o aço transformado totalmente em martensita.
Curva 3 - Resfriamento rápido do aço até a temperatura de 300 °C, manutenção durante um tempo de 500 segundos e posterior resfriamento rápido até a temperatura ambiente. Aqui o tempo de 500 segundos já permite a transformação de aproximadamente 50% da austenita em bainita na temperatura de 300 °C. Teremos então metade da microestrutura transformada em bainita e metade ainda de austenita não transformada. Com o prosseguimento do resfriamento, a austenita não transformada irá passar a martensita a partir do momento em que ultrapassarmos a temperatura Ms. Ao final do resfriamento teremos a microestrutura do aço formada por 50% de bainita e 50% de martensita.
Curva 4 - Resfriamento rápido até a temperatura de 600 ºC, mantendo-se a esta temperatura por um tempo de 104 segundos e posterior resfriamento até a temperatura ambiente. O simples fato de mantermos a temperatura por um período superior a 8 segundos já é suficiente para que todo o aço se transforme de austenita para perlita uma vez que teremos cortado a linha de final de transformação. O resfriamento subsequente nada irá modificar independente de que velocidade de resfriamento se adote.
	Do acima exposto podemos retirar uma série de conclusões com base nos resultados obtidos para os diversos resfriamentos:
a. Sempre que fizermos um resfriamento rápido estaremos evitando a transformação do aço e tornando a austenita instável.
b. O fato de se chegar até uma temperatura abaixo da eutetóide não implica em que se tenha alguma transformação pois as mesmas dependem da velocidade de reação.
c. A transformação da martensita é uma exceção ao apontado no ítem anterior pois a mesma tem natureza atômica.
d. Sempre que mantivermos uma temperatura acima da temperatura de transformação martensítica por um tempo superior ao apontado pela linha de início de transformação do diagrama inicia-se a transformação e sempre que se mantiver esta temperatura por um tempo superior ao apontado pela linha de final de transformação teremos, para fins práticos, a transformação completa do aço. Para tempos intermediários a transformação sempre será parcial, podendo-se obter outros produtos se prosseguirmos no resfriamento.
2.3.5.	DIAGRAMAS ISOTÉRMICOS DE AÇOS HIPOEUTETÓIDES E DE AÇOS HIPEREUTETÓIDES
	Para os aços hipoeutetóides temos uma faixa de temperaturas em que se forma apenas ferrita pró-eutetóide a partir da austenita e para os aços hipereutetóides temos uma faixa de temperaturas em que se forma apenas cementita a partir da austenita. Esta ocorrência também pode ser notada para os diagramas isotérmicos destes aços. Nas Figuras 10 e 11 temos os diagramas isotérmicos de um aço hipoeutetóide e de um aço hipereutetóide. Pode-se notar que existe uma diferença fundamental em relação ao diagrama eutetóide: o fato de existir um campo de formação de ferrita ou de cementita, conforme o caso. Esta transformação aparece desde temperaturas acima da eutetóide e prolonga-se até temperaturas próximas do joelho. Assim sendo, a primeira linha passa a indicar o início da transformação da ferrita ou da cementita, a segunda linha passa a indicar o início da formação da perlita e a terceira linha o fim da transformação da perlita.
Figura 10 - Diagrama de transformação isotérmica de um aço hipoeutetóide com 0,35 % de carbono.
Figura 11 - Diagrama de transformação isotérmica de um aço hipereutetóide com 1,13 % de carbono.
	Neste caso um efeito secundário da temperatura em que é efetuada a transformação é representada pela mudança nas quantidades relativas de ferrita pro-eutetóideou cementita primária formadas, pois com o decréscimo da temperatura decresce a quantidade das mesmas como se o ponto eutetóide mudasse para menos ou para mais, conforme o caso.
2.3.6.	INFLUÊNCIA DO TAMANHO DE GRÃO E DOS ELEMENTOS DE LIGA NOS DIAGRAMAS ISOTÉRMICOS
	Tudo o que foi relatado até aqui não considerou as variações que podem ocorrer quando temos alteração no tamanho de grão e quando são adicionados elementos de liga no aço. Resumidamente pode ser dito que quanto maior o tamanho de grão mais para a direita está o diagrama, isto é, maiores serão os tempos de início transformação. Isto se deve ao fato de que com a redução da área de contorno de grão teremos menor número de posições onde pode ser nucleada a nova fase e portanto isto representará um atraso na reação.
	Quanto aos elementos de liga, todos eles, a exceção do cobalto, dificultam a difusão dos átomos fazendo também com que o diagrama se desloque para a direita e para baixo, isto é, as reações são retardadas e as temperaturas de transformação decrescem. Isto vale inclusive para as temperaturas de transformação da martensita, embora para estas o teor de carbono tenha um efeito mais pronunciado, podendo inclusive chegar a levar a temperatura de final de transformação para temperaturas abaixo da ambiente. Nas Figuras 12 e 13 podemos ver o efeito destes elementos quando comparados com a Figura 10.
Figura 12 -	Diagrama de transformação isotérmica de um aço ligado ABNT 4340 contendo 0,39% C, 1,78% Ni, 0,77 Cr, 0,28% Mo.
Figura 13 - Diagrama de transformação isotérmica de um aço com tamanhos de grão diferentes.
2.4. DIAGRAMAS DE RESFRIAMENTO CONTÍNUO
	Tudo o que foi dito anteriormente sobre os diagramas isotérmicos, vale apenas para transformações em que temos um resfriamento rápido seguido de uma estabilização da temperatura por um tempo que permita a transformação do aço. Nestes casos, então, teremos a transformação do aço a uma temperatura constante, resultando em uma microestrutura homogênea, seja ela formada por perlita ou bainita. Acontece, porém, que em muitos casos a transformação do aço não se dá a uma temperatura constante mas sim através da variação contínua da temperatura. Nestes casos o que se faz é um resfriamento em que a temperatura decresce continuamente desde a temperatura de austenitização até a temperatura ambiente. Desta forma o diagrama isotérmico deixa de ter validade e é necessário que procuremos auxílio em outro tipo de diagrama que é chamado Diagrama de Resfriamento Contínuo. Neste tipo de diagrama o que temos é um mapa das transformações que ocorrem em um aço quando se faz um resfriamento contínuo. Embora as transformações que ocorrem neste caso sejam semelhantes às que ocorrem no diagrama isotérmico existem algumas modificações pelo fato da temperatura estar variando continuamente. Estes diagramas então, representam as transformações que ocorrem na austenita para várias velocidades de resfriamento.
2.4.1.	COMPARAÇÃO ENTRE DIAGRAMAS ISOTÉRMICOS E DE RESFRIAMENTO CONTÍNUO
	Na Figura 14 temos uma comparação entre um diagrama isotérmico e um diagrama de resfriamento contínuo. As linhas tracejadas do diagrama representam o diagrama isotérmico e as linhas cheias representam o diagrama de resfriamento contínuo. Pode-se ver que em um resfriamento contínuo ocorre um deslocamento das transformações para a direita e para baixo. Isto significa um aumento dos tempos de transformação quando se resfria continuamente um aço. Deste modo podemos ver que na curva de resfriamento 1 se valesse o diagrama isotérmico teríamos um tempo para o início da transformação de 6 segundos para 650 ºC, o que na verdade não ocorre quando o resfriamento é contínuo.
Figura 14 - Comparação do diagrama da resfriamento contínuo com o diagrama isotérmico para um aço eutetóide.
2.4.2. TRANSFORMAÇÕES NO DIAGRAMA DE RESFRIAMENTO CONTÍNUO
	A Figura 15 representa um diagrama de resfriamento contínuo completo de um aço eutetóide. Neste diagrama podemos ver que as transformações que ocorrem são em princípio as mesmas que ocorrem no diagrama isotérmico. Temos então uma região de formação da perlita, uma região de formação de bainita e uma região de formação de martensita. A grande diferença em relação ao diagrama isotérmico neste caso é que em um resfriamento contínuo sempre teremos uma mescla de produtos devido ao fato de que a transformação ocorre a várias temperaturas durante o resfriamento. Quanto mais rápido é o resfriamento mais heterogêneos serão os produtos. Desta maneira para resfriamentos lentos teremos a formação de perlita grosseira mas à medida em que se aumenta a velocidade de resfriamento teremos uma mescla que poderá apresentar uma mistura de perlita com bainita e até mesmo perlita, bainita e martensita misturados na microestrutura.
2.4.3. PROPRIEDADES DOS PRODUTOS FORMADOS
	Na Figura 16 temos uma série de curvas de resfriamento que resultam em várias microestruturas. Os números dentro dos cálculos representam as durezas Vickers resultantes. Como pode ser constatado, à medida em que se aumenta a velocidade de resfriamento aumenta a dureza pois embora tenhamos uma mescla de produtos, a dureza destes produtos aumenta com a velocidade de resfriamento. Este é o reflexo mais palpável nas propriedades e é o que realmente será de interesse na maioria dos casos práticos.
Figura 15 - Diagrama de resfriamento contínuo de um aço contendo 0,38% C, 0,74% Cr, 0,51% Mo.
2.4.4. EFEITO DA SEÇÃO DAS PEÇAS
	Ao tratar-se termicamente peças metálicas, as condições ou velocidades de resfriamento são diferentes através de sua seção: as camadas superficiais resfriam mais rapidamente, o contrário acontecendo com o seu núcleo.
	Assim, as transformações da austenita podem dar origem a produtos diferentes no centro das peças, em comparação com sua superfície. A Figura 17 representa a influência da seção da peça e do meio de resfriamento.
Figura 16 - Diagrama de resfriamento contínuo de um aço contendo 0,37% C, 1,4% Ni e 0,47% Mo.
	No primeiro exemplo esquemático representado na Figura 17 (resfriamento em água), as camadas superficiais atingem as linhas de formação da martensita sem tocarem as curvas de transformação da austenita. O centro, ao contrário, sofre transformação parcial da austenita em perlita fina.
Figura 17 – Efeito da seção da peça sobre a velocidade de esfriamento em meios diferentes.
	No segundo exemplo (resfriamento em óleo), menos drástico do que em água, tanto o centro como a superfície cortam as curvas de transformação. O centro da peça sofre transformação total em perlita fina, ao passo que a superfície sofre uma transformação parcial, pois a curva de esfriamento só corta a curva de início de transformação. A parcela não transformada da austenita adquirirá a estrutura martensítica mais abaixo.
	No terceiro exemplo (esfriamento ao ar) a seção inteira sofre transfromação da austenita: a superfície apresentará uma perlita mais fina que o centro.
2.4.5. FATORES QUE INFLUEM NA POSIÇÃO DAS LINHAS EM C
	A posição das linhas em C do diagrama de transformação isotérmica é influenciada pelos seguintes fatores:
1) Composição Química – As curvas em C dos diagramas representados nas Figuras anteriores já permitem perceber que o carbono e os elementos de liga tendem a deslocar as curvas em C para a direita, ou seja, retardar a transformação da austenita. A única exceção conhecida é o cobalto.
	A tendência de retardamento da transformação é fácil de entender desde que se lembre o comportamento do carbono e dos outros elementos de liga quando o ferro se encontra na fase gama. Neste estado, o ferro tende a dissolver o carbono e os outros elementos de liga presentes na liga Fe-C. Ao passar o ferro gama a alfa, o comportamento, contudo, se modifica, conforme mostra a Tabela 2.1.
Tabela 2.1 – Distribuição dos elemento de liga nos aços resfriados lentamente.
	Os elementos Ni, Si, Al, Zr, Cu e P, por exemplo, podem ser mantidos em solução na ferrita.Alguns deles, como o Si o Al, o Zr podem formar ainda compostos intermediários ou aparecer como inclusões não metálicas.
	Outros, além de se dissolverem na ferrita, podem formar carbonetos. Alguns desses elementos, como o V, o Ti e o Nb têm uma tendência muito forte de formação de carbonetos e alguns formam, igualmente, inclusões não metálicas e compostos intermetálicos.
	De qualquer modo, essa tendência de distribuição ou disposição diferente, quando as ligas Fe-C entram na zona crítica, origina reações complexas que se traduzem por um apreciável tempo para se iniciarem ou se completarem ou, em outras palavras, num deslocamento das curvas em C para a direita.
2) Tamanho do Grão – Admitindo-se dois grãos de austenita de tamanhos diferentes e admitindo-se ainda que a transformação da austenita comece nos contornos dos grãos e ao mesmo tempo, é claro que no grão menor a transformação se completa num tempo mais curto. O tamanho do grão, portanto, tende a deslocar as curvas em C para a direita.
	Em princípio, se o tamanho de grão maior retarda a transformação da austenita, isso significa que essa condição é mais favorável nos tratamento térmicos.
	Entretanto, essa vantagem de um tamanho de grão maior é anulada pelas desvantagens que o mesmo apresenta, como a Tabela 2.2 mostra, de modo que se prefere utilizar aços de granulação menor. O tamanho de grãos dos aços deve ser Portanto controlado através da adição de elementos como Al, Ti, Zr e V que, por uma ação mecânica, ou seja, pela formação de carbonetos, evitam seu crescimento.
	A ASTM classificou os tamanhos de grão em 8 grupos e as especificações modernas exigem tamanhos de grãos determinados, conforme as aplicações dos aços em construção mecânica.
Tabela 2.2 – Efeito do tamanho do grão austenítico sobre certas características dos aços.
3) Homogeneidade da Austenita – A austenita, quanto menos homogênea, ou seja, quanto maior a quantidade de carbonetos residuais ou de áreas localizadas ricas em carbono, confere a tendência de acelerar o início e o fim das reações de transformação, isto é, deslocar as curvas em C para a esquerda. Isso se deve ao fato das heterogeneidades atuarem como núcleos para a reação de formação dos constituintes normais.
2.5. TEMPERABILIDADE
	Para que tenhamos a máxima dureza em uma peça de aço é necessário que tenhamos a microestrutura composta unicamente por martensita. Esta microestrutura, entretanto somente poderá ser conseguida se pudermos eliminar as transformações da austenita que são dependentes da difusão como é o caso da transformação perlítica e da transformação bainítica. Isto só pode ser conseguido se tivermos um resfriamento suficientemente rápido.
	Existe um certo número de fatores que afetam as velocidades de resfriamento e portanto, a formação de martensita, com a conseqüente variação considerável de dureza ao longo da seção da peça ou ao longo de seções idênticas fabricadas com aços de diferentes composições. O conceito de temperabilidade trata do segundo caso.
	Segundo alguns autores temperabilidade pode ser definida como "a susceptibilidade de endurecimento por um resfriamento rápido" ou ainda como "a propriedade, nas ligas ferrosas, que determina a profundidade e a distribuição da dureza produzida por uma têmpera". Os dois conceitos enfatizam a dureza como parâmetro de comparação e como já foi salientado acima a origem da dureza é a formação e a presença de martensita, e então temos um terceiro conceito em que temperabilidade é "a capacidade de um aço se transformar total ou parcialmente de austenita para alguma percentagem de martensita a uma dada profundidade quando resfriado sob certas condições". Este conceito descreve mais precisamente o processo físico que conduz ao endurecimento.
2.5.1. FATORES QUE AFETAM A DISTRIBUIÇÃO DE DUREZA
	Para que possamos entender melhor o conceito de temperabilidade devemos tratar aqui dos fatores que influem na distribuição da dureza ao longo da seção de uma peça. Para isto analisaremos um experimento em que várias barras de diâmetros diferentes são austenitizadas e resfriadas rapidamente. Medidas de dureza são feitas ao longo do diâmetro das barras com o objetivo de se obter a distribuição da dureza como função da distância da superfície até o centro. Nas Figuras 18 a 21 temos os resultados de testes deste tipo para barras resfriadas em água para dois aços, um SAE 1045 e um SAE 6140.
	A análise destas duas Figuras nos mostra que a distribuição das durezas em uma peça depende de três fatores que veremos a seguir.
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Figura 18 - Perfil de durezas em barras de aço SAE 1045 temperados em água.
Figura 19 - Perfil de durezas em barras de um aço SAE 6140 temperadas em água.
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Figura 20 - Perfil de durezas em barras de aço SAE 1045 temperadas em óleo.
Figura 21 - Perfil de durezas em barras de um aço SAE 6140 temperadas em óleo
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	Primeiramente vamos analisar o caso do aço SAE 1045. Podemos ver que a máxima dureza para este aço é obtida na superfície da barra de meia polegada e mesmo para este diâmetro existe uma queda na dureza em direção ao centro. Para os outros diâmetros existe uma queda paulatina na dureza mesmo na superfície. Isto denota que a dureza, e por conseqüência a quantidade de martensita formada, é dependente do diâmetro, que afeta a velocidade de resfriamento. A mesma coisa acontece para o aço SAE 6140, só que neste caso as durezas são mais elevadas do que no caso anterior pelo fato deste aço possuir elementos de liga. Este segundo fator torna-se importante quando quisermos manter uma dureza média alta para barras de grande diâmetro.
	Um terceiro fator que afeta a distribuição de dureza é a velocidade de resfriamento. Nas Figuras 20 e 21 podemos ver a distribuição da dureza para os mesmos aços e os mesmos diâmetros quando resfriados em óleo. Pode-se notar que existe uma sensível queda nas durezas para o aço SAE 1045.
	Comparando-se os resultados acima podemos dizer que o aço SAE 6140 tem maior temperabilidade que o aço SAE 1045. Isto se deve essencialmente aos elementos de liga do primeiro, os quais aumentam o tempo para decomposição da austenita em ferrita e/ou misturas de ferrita e cementita e portanto torna possível a obtenção de martensita para velocidades de resfriamento mais baixas.
2.5.2. ENSAIO DE JOMINY
	Um dos testes mais usuais para o estabelecimento de formas de avaliação da temperabilidade de aços na prática industrial é o chamado Ensaio de Jominy. Na Figura 22 podemos ver a forma e as dimensões do corpo-de-prova utilizado neste ensaio bem como o aparato de suporte e resfriamento do mesmo.
 
 (b)
Figura 22 – (a) Corpo-de-prova para ensaio de Jominy. (b) Dispositivo Jominy.
	O corpo-de-prova é resfriado a partir de uma de suas extremidades por um jato de água, fazendo com que o mesmo experimente uma gama de velocidades de resfriamento desde velocidade de resfriamento em água até velocidade de resfriamento ao ar. Se fizermos após o resfriamento medidas de dureza ao longo de uma geratriz da peça a cada 1/16 avos de polegada teremos um gráfico de dureza por distância que será característico do aço testado. Na Figura 23 temos a representação de um gráfico deste tipo.
	O Ensaio de Jominy é um ensaio útil para comparação entre os diversos aços pois, uma vez que as velocidades de resfriamento em cada ponto são bem conhecidas e praticamente imutáveis com a composição, a forma da curva nos dará uma idéia da temperabilidade do aço. Assim um aço que apresente uma curva com queda na dureza acentuada possui baixa temperabilidade, ao passo que um aço que apresente uma queda suave na dureza possui alta temperabilidade. Facilmente se compreende que a maior ou menor queda na dureza depende dos elementos de liga presentes ou não no aço.
Figura 23 - Gráfico dos resultados de um ensaio de Jominy mostrando os pontos de medida na barra ensaiada.
2.5.3. MÉTODO DE TEMPERABILIDADE DE GROSSMANNPara determinarmos a temperabilidade de acordo com o método de Grossmann uma série de barras cilíndricas de aço de diâmetros diferentes são temperadas em um meio de resfriamento. Por meio de um exame metalográfico a barra que tem 50% de martensita no centro é separada e o diâmetro desta barra é dito o diâmetro crítico (Do), com as unidades geralmente em polegadas. As intensidades de resfriamento dos diferentes meios de resfriamento foram determinadas e são chamadas de fatores H. Este assunto será analisado mais profundamente quando abordarmos os meios de resfriamento. Os valores de H estão dados na Tabela 2.3. Usando-se o valor apropriado do coeficiente H do meio de resfriamento em consideração, o valor de Do pode ser convertido para o diâmetro crítico ideal Di, o qual é definido como a barra que, quando a sua superfície é resfriada a uma velocidade infinita (H = ∞), apresentará uma estrutura no centro contendo 50% de martensita. Os diagramas contendo a correlação entre Do e Di estão apresentadas na Figura 24.
Tabela 2.3 - Severidade dos meios de têmpera sob diversas condições de agitação.
	O valor obtido de Di é, portanto uma medida da temperabilidade do aço e é independente do meio de resfriamento. Na prática os valores de Do são usados para determinar os valores de Di para barras temperadas em vários meios de resfriamento, usando os diagramas da Figura 24.
Exemplo: Submetendo-se um aço cujo valor de Di é 2,0 polegadas a um resfriamento em óleo, cujo coeficiente é 0,4, encontramos um valor de Do de 0,8 polegadas. A familiaridade com o conceito de temperabilidade permite uma boa indicação da temperabilidade de um aço, a qual é obtida de seu valor de Di, donde esta é uma imagem útil para efeito de comparação.
*Cálculo de Di a partir da composição química.
	A temperabilidade pode ser calculada a partir da composição química de aços de baixo carbono e médio carbono levando-se em conta somente a quantidade de cada elemento em solução na temperatura de austenitização. O tamanho de grão austenítico também deve ser considerado. Quanto mais fino o grão mais baixa é a temperabilidade. Isto é devido ao fato de que a área superficial do grão cresce à medida em que o tamanho de grão decresce, dando lugar ao aumento do número de núcleos que servem de pontos de início de formação da perlita.
	O cálculo inicia com o conteúdo de carbono e com o tamanho de grão. Por meio da Figura 25 uma temperabilidade básica para Di pode ser obtida. Para os outros elementos de liga as curvas da Figura 26 indicam o fator de multiplicação que corresponde a cada teor.
	Os fatores dados neste diagrama foram selecionados a partir de uma série de testes obtidos por diferentes pesquisadores e aprovados pela AISI.
	A Figura 25 é aplicável a teores de carbono superiores a 0,8%, mas somente dentro do pressuposto de que todos os carbonetos estejam dissolvidos na temperatura de austenitização. Entretanto este não é geralmente o caso sem que se tenha que empregar uma temperatura desnecessariamente alta. Além do mais a dissolução completa dos carbonetos resultará em perigoso crescimento de grão e em grande quantidade de austenita retida no aço. Consequentemente se as temperaturas convencionais de austenitização forem utilizadas para aços de baixa liga com alto teor de carbono uma queda na temperabilidade deve ser esperada quando o carbono exceder 0,8%. Isto ocorre porque o carbono em excesso combina-se com os elementos de liga como o Cr e Mo formando carbonetos. Apesar da redução na temperabilidade, usa-se aços ligados com até 1,0% de carbono, mas nestas circunstâncias os carbonetos são benéficos porque aumentam a resistência ao desgaste dos aços.
Figura 24 - Relação entre o diâmetro critico e o diâmetro critico ideal para diversas severidades de têmpera.
Exemplos de Cálculo de Temperabilidade
1 - Aço Cr-Mo com grão ASTM 7 e a seguinte composição:
			 C Si Mn Cr Mo
			0,25 0,3 0,7 1,1 0,2
	Da Figura 25 o valor base de Di é 0,17 polegadas. Multiplicando-se este valor pelos valores apropriados para os elementos de liga obtemos
			Di = 0,17x1,2x3,3x3,4x1,6 = 3,7 pol
2 - Aço Ni-Cr-Mo com grão ASTM 6 e a seguinte composição:
			 C Si Mn Cr Ni Mo
			0,35 0,3 0,7 1,4 1,4 0,2
			Di = 0,22x1,2x3,3x4,0x1,5x1,6 = 8,4 pol
	Os valores de Di obtidos podem ser convertidos para valores de Do por meio dos diagramas da Figura 25 conforme descrito anteriormente. Por exemplo, resfriando-se em óleo com agitação moderada (H = 0,4), o diâmetro crítico do aço Cr-Mo é Do = 2 polegadas e para o aço Ni-Cr-Mo é Do = 6,4 polegadas.
	Os valores de Do calculados desta forma são somente aproximados, mas eles são úteis para a comparação entre diferentes tipos de aços ou entre diferentes corridas.
Figura 25 - Diâmetro critico ideal em função do teor de carbono e do tamanho de grão austenítico para aços ao carbono
Figura 26 - Fatores de multiplicação para vários elementos de liga para o cálculo da temperabilidade.
2.6. TRATAMENTOS TÉRMICOS E TERMOQUÍMICOS DAS LIGAS FERRO CARBONO
2.6.1. Objetivos Gerais
	Os tratamentos térmicos são um conjunto de operações que têm por objetivo modificar as propriedades dos aços e de outros materiais através de um conjunto de operações que incluem o aquecimento e o resfriamento em condições controladas. Desta maneira conseguimos obter uma variada gama de propriedades que permitem que tenhamos materiais mais adequados para cada aplicação, sem que com isto os custos sejam muito aumentados.
2.6.2. Fatores de Influência
	Sempre que fizermos um tratamento térmico, o seu sucesso ou fracasso será determinado por alguns fatores-chave que deverão ser muito bem observados. Um erro de avaliação de um deles fará com que tenhamos como resultado uma microestrutura diferente da prevista e por conseqüência um material com propriedades diferentes das desejadas.
2.6.2.1. Temperatura
	Sempre que fazemos uma transformação partimos de uma microestrutura de maior energia para uma microestrutura de menor energia. No caso dos tratamentos térmicos a passagem de uma microestrutura para outra requer sempre um aquecimento para que se chegue a um nível de energia que permita a transformação. Por exemplo, para termos transformação de uma microestrutura composta por ferrita e perlita para martensita, devemos primeiramente austenitizar o material e após, fazendo um resfriamento rápido, obter martensita. Na Figura 27 pode ser vista uma representação no diagrama de equilíbrio das faixas de temperatura para cada um dos tratamentos térmicos.
Figura 27 - Temperaturas de aquecimento para os tratamentos térmicos.
	No caso dos tratamentos térmicos de recozimento, normalização e têmpera, o aço deve ser levado obrigatoriamente até o campo austenítico e a partir dali feito o resfriamento adequado. Já no caso da esferoidização o material não precisa ser austenitizado, podendo ser aquecido até pouco abaixo da temperatura eutetóide. Deve ser observado também que as temperaturas de austenitização para recozimento e normalização correspondem à mesma faixa para aços hipoeutetóides mas diferem para os aços hipereutetóides. Isto se deve ao fato de que como as velocidades de resfriamento para recozimento são mais lentas do que para normalização, se fizéssemos uma austenitização completa no recozimento iria se formar uma rede de cementita no contorno de grão durante o resfriamento lento que faria com que o aço ficasse frágil. Para o tratamento térmico de têmpera são usadas normalmente as temperaturas de normalização, embora para aços hipereutetóides exista alguma dependência do teor de elementos de liga.
	A não ser que hajam fatores associados ao teor de elementos de liga, as temperaturas de austenitização não devem se situar em valores superiores a 50 ºC acima da temperatura mínima de austenitização apontada pelas linhas de solubilidade, pois neste caso poderemos ter crescimento do grão o que é prejudicialpara a tenacidade do material.
2.6.2.2. Tempo de Permanência
	Quando levamos um aço até o campo austenítico, as transformações não ocorrem instantaneamente. A transformação leva um certo tempo para ocorrer e depende do tipo de transformação que irá ocorrer. Assim, a transformação de perlita ou esferoidita para austenita se dá mais rapidamente que a dissolução de carbonetos para austenita. Desta forma o tempo em que o aço deverá permanecer nas temperatura de austenitização dependerá da composição do aço.
2.6.2.3. Velocidade de Resfriamento
	Talvez o fator mais crítico para o sucesso de um tratamento térmico seja o resfriamento da peça após a austenitização. Um erro na avaliação da velocidade correta de resfriamento poderá conduzir a uma estrutura completamente diferente da pretendida o que fará com que o material fique com propriedades completamente diferentes das planejadas. Um caso comum de erro ocorre na normalização de aços ligados de alta temperabilidade. O diagrama isotérmico nos mostra que os tempos de transformação são grandes para estes aços. Nas velocidades normais de resfriamento usadas na normalização, onde as peças são resfriadas ao ar, podemos ter transformação não em perlita fina apenas, mas também em bainita e até mesmo martensita, o que conduziria a durezas muito maiores do que as esperadas. Neste caso a solução seria fazer um resfriamento mais lento do que o normal. No caso do processo de têmpera em que o objetivo é de se obter uma microestrutura totalmente martensítica para que se tenha a máxima dureza, a situação se inverte. Como a velocidade de resfriamento não é só dependente do meio de resfriamento mas também da temperabilidade e do tamanho das peças, em muitos casos os meios usuais de resfriamento podem não ser adequados. Poderemos ter a formação de outros produtos na microestrutura, tais como perlita ou bainita que diminuirão a dureza. Nestes casos deveremos aumentar a velocidade de resfriamento ou até mesmo utilizar um aço com maior temperabilidade para resolver o problema.
	Outro problema associado ao tratamento de têmpera é o surgimento de trincas e empenamentos devido à velocidade de resfriamento. Quanto mais complicada for a forma da peça maior a tendência ao aparecimento de trincas. A solução deste tipo de problema está sempre na diminuição da velocidade de resfriamento pela utilização de meios que produzam uma menor retirada de calor da peça.
2.6.2.4. Proteção das Peças
	Se um aço for aquecido a uma temperatura acima de 600 ºC em uma atmosfera rica em oxigênio, como por exemplo o ar ambiente, ocorrerá na superfície da peça um fenômeno chamado de descarbonetação. A descarbonetação nada mais é do que a combinação do carbono do aço com o oxigênio livre do ambiente. Este processo conduz à perda de carbono do aço a partir da sua superfície, fazendo com que a peça fique com uma camada com teor reduzido em carbono. A espessura desta camada dependerá do tempo e da temperatura em que a peça ficará exposta a estas condições. Obviamente esta é uma situação normalmente indesejável, pois a diminuição do teor de carbono conduzirá a uma diminuição na dureza. Este fato se torna mais grave quando realizamos um tratamento térmico de têmpera, pois uma diminuição no teor de carbono provoca uma queda sensível na dureza, já que a dureza da martensita depende do teor de carbono. Assim sendo, as peças submetidas a tratamentos térmicos deverão ser protegidas por uma atmosfera neutra que impeça a descarbonetação. Isto pode ser conseguido utilizando-se fornos que produzam este tipo de atmosfera ou, caso isto não seja possível, deve-se envolver as peças em uma substância rica em carbono como cavacos de ferro fundido ou carvão.
2.6.3. Tipos Comuns
	Os tipos mais comuns de tratamentos térmicos são:
a) Esferoidização
b) Recozimento
c) Normalização
d) Têmpera + Revenido
	Abaixo daremos uma breve idéia do que é cada um destes tratamentos que serão tratados em maiores detalhes adiante.
a) Esferoidização: Consiste em um tratamento que visa globulizar a cementita fazendo com que tenhamos uma microestrutura formada de um fundo de ferrita com cementita esferoidal, donde temos a origem do nome. Este tratamento também é chamado de coalescimento pelo fato de que durante o processo a cementita se aglutina em partículas de forma esferoidal.
	O processo de esferoidização ou de coalescimento é utilizado para aços com teores superiores a 0,5% de carbono, mas principalmente para aços hipereutetóides. Quando se deseja fazer uma processo de usinagem ou de conformação de uma peça, o recozimento poderá não baixar a dureza o suficiente para que a tarefa seja executada. Este problema acontece principalmente em aços com elevados teores de elementos de liga e elevado teor de carbono. Para este tipo de aço uma estrutura formada por perlita e cementita apresentará uma dureza muito alta e a única alternativa será o processo de esferoidização.
	O tratamento térmico de esferoidização pode ser feito de duas maneiras:
- Aquecendo-se o aço até uma temperatura logo abaixo da temperatura eutetóide, permanecendo-se nesta temperatura por um tempo que varia de oito a vinte horas, com resfriamento posterior ao ar.
- Austenitizar o material, fazer um resfriamento até uma temperatura logo abaixo da temperatura eutetóide, mantendo-se nesta temperatura por um tempo entre oito e vinte horas e resfriamento ao ar. Este tratamento também pode ser efetuado variando-se ciclicamente entre temperaturas acima e abaixo da temperatura de austenitização.
	A segunda forma de execução deste tratamento é a que propicia tempos menores de tratamento e pode ser facilmente entendida pela observação da Figura 28.
	A microestutura resultante deste tratamento é a esferoidita, isto é, um fundo de ferrita com a cementita e os carbonetos dos elementos de liga em forma esferoidal dispersos nesta matriz.
	A Figura 29 dá uma idéia desta microestrutura. O fato de termos a cementita distribuída na matriz de ferrita faz com que o aço apresente uma ótima ductilidade e baixa resistência devido à predominância das propriedades da ferrita neste caso.
Figura 28 - Curva de transformação para o processo de esferoidização.
Figura 29 - Microestrutura de um aço esferoidizado.
b) Recozimento: O recozimento é um tratamento térmico em que o resfriamento, a partir do campo austenítico, deve ser feito de maneira bastante lenta para que tenhamos a formação de uma microestrutura de perlita grosseira. Isto fará com que tenhamos um material de baixa dureza e baixa resistência.
	O processo de recozimento é aplicável a aços que possuem baixo ou médio teor de carbono, isto é, para aços que possuam até 0,5% de carbono ou para teores mais elevados desde que não possuam elementos de liga. O objetivo deste tratamento é o de conferir uma dureza baixa, resistência mecânica baixa e uma ductilidade alta. É aplicável a peças em que se deseja fazer usinagem ou conformação mecânica. Basicamente este processo consiste no aquecimento do material até a temperatura de austenitização seguindo-se um resfriamento lento até a temperatura ambiente. Geralmente basta que a peça seja deixada no forno desligado, produzindo-se um resfriamento lento. Esta forma de resfriamento é aplicável para aços de baixa e média temperabilidade. Neste caso o recozimento será dito recozimento convencional ou recozimento pleno. Na Figura 30 temos uma representação sobre um diagrama isotérmico da curva de resfriamento para este caso.
	Para os aços que possuem temperabilidade mais alta muitas vezes pode ser necessário diminuir muito a velocidade de resfriamento para que a dureza seja suficiente baixa. Nestes casos será necessário proceder à transformação a uma temperatura constante ou quase constante. Este procedimento dá origem ao que se convenciona chamar de recozimento isotérmico, cuja curva de resfriamento pode ser vista na Figura 31. A diferença deste processo para o de esferoidização é que as temperaturas são mais baixas fazendo com que os