Diagrama de Equilíbrio de Ligas Metálicas

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1ª. Parte 
 
Diagramas de 
Equilíbrio de Ligas 
Binárias 
 
 
 
 
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Teoria 
 
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Diagrama de fases 
 
Generalidades: 
 
 Diagramas de fases são representações gráficas das fases 
presentes no material, para diferentes temperaturas, pressões e composições. 
Os diagramas de fases são construídos admitindo-se condições de equilíbrio 
para serem utilizados pelos engenheiros e cientistas, cujos objetivos serão: 
compreender e prever o comportamento dos materiais. A partir dos diagramas 
de fases, é possível obter informações importantes, tais como: 
 
1. Em condições de resfriamento lento (equilíbrio), as fases pre-
sentes para diferentes composições e temperaturas. 
2. Indica, em condições de equilíbrio, a solubilidade no estado 
sólido de um elemento (ou composto) em outro. 
3. Indica a temperatura à qual uma liga, resfriada em condições de 
equilíbrio, inicia a solidificação, assim como o intervalo de 
temperaturas em que a solidificação ocorre. 
4. Indica a temperatura à qual as diferentes fases começam a 
fundir. 
 
Os diagramas de equilíbrio são determinados em condições de 
resfriamento lento. Na maioria dos casos o equilíbrio é quase atingido, mas 
nunca completado. 
Um exemplo familiar de duas fases de uma substancia pura em equilíbrio, 
é o copo de água com cubos de gelo. Neste caso, a água solida e água líquida 
constituem duas fases distintas, que estão separadas por um limite ou fronteira 
de fase que é a superfície dos cubos de gelo. 
Sistemas Binários Isomorfos 
 Consideremos uma mistura ou liga de dois metais. Uma mistura de dois 
metais é designada por liga binária e constitui um sistema com dois 
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componentes, já que cada um dos elementos metálicos da liga é considerado 
um componente distinto. Assim, o cobre puro constitui um sistema com um só 
componente, enquanto que uma liga de cobre e níquel constitui um sistema com 
dois componentes. Por vezes, um composto também é considerado um 
componente numa liga. Por exemplo, os aços-carbono contendo principalmente 
ferro e carbeto de ferro são considerados sistemas com dois componentes. 
 Em alguns sistemas metálicos binários, os dois elementos são 
completamente solúveis um no outro, quer no estado líquido, quer no estado 
sólido. Nestes sistemas, existe apenas uma única estrutura cristalina qualquer 
que seja a composição e, por esta razão, são designados sistemas isomorfos. 
Para que dois elementos tenham solubilidade total no estado sólido, têm de 
verificar-se uma ou mais das seguintes condições, formuladas por Hume-
Rothery, e conhecidas por regras de “Hume-Rothery” para a solubilidade no 
estado sólido: 
� A estrutura cristalina dos dois elementos da solução sólida deve 
ser a mesma. 
� Os tamanhos dos átomos de cada um dos dois elementos não 
devem diferir mais do que 15%. 
� Os elementos não devem formar compostos, isto é, as 
electronegatividades dos dois elementos não devem ser 
apreciavelmente diferentes. 
� Os elementos devem ter a mesma valência. 
 
 Nem sempre todas as regras de “Hume-Rothery” são aplicáveis a todos 
os pares de elementos que apresentam solubilidade total no estado sólido. 
Um exemplo importante de um sistema binário isomorfo é o sistema cobre-
níquel (Cu-Ni). Na fig.1.1, será mostrado o diagrama de fases deste 
sistema, com a temperatura no eixo das ordenadas e a composição 
química, em porcentagem em peso ou porcentagem ponderal (% pond.), no 
eixo das abcissas. Este diagrama foi determinado à pressão atmosférica, 
em resfriamento lento, ou seja em condições de equilíbrio, e não se aplica a 
ligas resfriadas rapidamente no intervalo da temperatura de solidificação. O 
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diagrama de equilibrio para o sistema isomorfo é formado por duas linhas 
principais, a linha superior chamada de linha liquidus, indicando a formação 
do primeiro solido e a linha inferior chamada de linha solidus, indicando o 
final do processo de solidificação. A região acima da linha superior do 
diagrama, apresentará a fase totalmente liquida, corresponde à região de 
estabilidade da fase líquida, e a região abaixo da linha inferior, designada 
por fase solida, representa a região de estabilidade da fase sólida. A área 
entre as duas linhas representa uma região bifásica, na qual coexistem as 
fases líquida e sólida. 
 Para localizar um ponto na região monofásica do diagrama 
de fases correspondente à solução sólida α, tem que se especificar a 
temperatura e a composição da liga. Por exemplo, a temperatura 1050ºC e 
20% Ni, especificará o ponto no diagrama de fases Cu—Ni da fig.1.1. A 
esta temperatura e composição, a microestrutura da solução sólida � é 
idêntica a do metal puro. Isto é, utilizando o microscópio óptico, somente 
será observado os limites de grão. Portanto, a liga é uma solução sólida 
com 20% Ni em Cobre tendo resistência mecânica e resistividade elétrica 
superiores as do cobre puro. 
 
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FIGURA 1.1- Diagrama de fases cobre-níquel. O cobre e o níquel têm solubilidade total no estado líquido 
e no estado sólido. As soluções sólidas cobre-níquel fundem num intervalo de temperatura, em vez de 
fundirem a uma determinada temperatura como, acontece no caso dos metais puros. 
 
 
Na região entre as linhas liquidus e solidus coexistem as fases líquida e 
sólida. A quantidade de cada uma das fases presentes depende da temperatura 
e da composição química da liga. Consideremos uma liga com 53%Ni e 47%Cu 
a 1300ºC. Dado que, a 1300ºC, esta liga contém as fases: líquida e sólida, 
nenhuma destas fases pode ter a composição média de 53% Ni e 47% Cu. A 
1300ºC, as composições das fases líquida e sólida podem ser determinadas, 
traçando uma linha conjugada horizontal a esta temperatura entre as linhas 
liquidus e solidus e, em seguida, traçando linhas verticais até ao eixo horizontal 
das composições. A 1300ºC, a composição da fase líquida (wL) é 45%Ni e a 
composição da fase sólida (wS) é 58%Ni, conforme indicado pelos pontos de 
intersecção das linhas verticais tracejadas com o eixo das composições. Os 
diagramas de equilíbrio de fases de sistemas binários em que os componentes 
são completamente solúveis um no outro no estado sólido, podem ser 
construídos a partir de um conjunto de curvas de resfriamento, conforme se 
mostra na fig. 1.2 para o sistema Cu—Ni. 
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FIGURA 1.2- Construção do diagrama de equilíbrio de fases Cu—Ni, a partir de curvas de resfriamento 
tempo x Temperatura. (a) Curvas de resfriamento, (b) diagrama de equilíbrio de fases. 
 
 
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 As curvas de resfriamento para os metais puros apresentam, àtemperatura de solidificação, patamares horizontais, como aparece 
representado na fig. 1.2a pelos traços AB e CD para o cobre e o níquel puros. 
As curvas de resfriamento de soluções sólidas binárias apresentam variações 
de declive nos pontos correspondentes às linhas liquidus e solidus, conforme se 
mostra na fig. 1.2a para as composições 80% Cu e 20% Ni, 50% Cu e 50% Ni e 
20% Cu e 80% Ni. As variações de declive em L1, L2 e L3 da fig. 1.2a, 
correspondem aos pontos L1, L2 e L3 da linha liquidus da fig. 1.2b. Do mesmo 
modo, as variações de declive em S1,S2 e S3 da fig. 1.2a,correspondem aos 
pontos S1, S2 e S3 sobre a linha solidus da fig. 1.2b Pode ser obtido com maior 
precisão na construção do diagrama de fases Cu—Ni, considerando mais 
curvas de resfriamento correspondentes a ligas com composições 
intermediarias. 
 
 
REGRA DA ALAVANCA 
 
Em qualquer região bifásica de um diagrama de fases binário, as porcentagens 
de cada uma das fases podem ser determinadas utilizando a regra da alavanca. 
Por exemplo, utilizando a regra da alavanca, pode ser determinadas as 
porcentagens ponderais das fases líquida e sólida presentes numa liga com 
uma determinada composição e a uma determinada temperatura, na região 
bifásica “líquido mais sólido” do diagrama de fases cobre-níquel da fig. 1.1 e 
também em uma região monofásica (100%S), calculando a fração volumétrica 
dos constituintes das fases analisadas. 
Para deduzir as equações correspondentes à regra da alavanca, 
consideremos o diagrama binário de equilíbrio de fases, de dois elementos A e 
B que são completamente solúveis um no outro, conforme se mostra na fig. 1.3. 
Designemos por x a composição da liga e por w0 a fração em peso de B em A 
na liga. Consideremos a temperatura T e tracemos, a esta temperatura, a linha 
conjugada entre as linhas liquidus e solidus (linha LS). A temperatura T, a liga x 
é constituída por uma 
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Figura 1.3 – Diagrama de equilíbrio A-B de ligas binárias. 
 
mistura de líquido, cuja fração ponderal de B é wL, e de sólido, cuja fração 
ponderal de B é wS. Podem deduzir-se as equações correspondentes `a regra 
da alavanca a partir de balanços mássicos. Uma das equações para a dedução 
da regra da alavanca é obtida a partir da soma da fração ponderal da fase 
líquida, XL, com a fração ponderal da fase sólida, XS, soma essa que tem de ser 
igual a 1. Assim: 
 XL+XS=1 
 XL=1 - XS 
 Xs=1 - XL 
 A segunda equação para a dedução da regra da alavanca é obtida pelo 
balanço mássico de B na liga como um todo e da soma de B nas duas fases. 
Consideremos 1 g de liga e façamos o seu balanço mássico: 
Gramas de B na mistura bifásica = gramas de B na fase líquida + gramas de B na fase sólida 
( )( ) �
�
�
�
�
�
100
%
11 0
w
g = ( )( ) �
�
�
�
�
�
100
%
1 11
w
Xg + ( )( ) �
�
�
�
�
�
100
%
1 SS
w
Xg 
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Legenda: 
(1g) (1) = fração ponderal da mistura de fases 
�
�
�
�
�
�
100
%0w = fração ponderal média de B na mistura de fases 
(1g) (XL) = fração ponderal da fase líquida 
�
�
�
�
�
�
100
%Lw = fração ponderal de B na fase líquida 
(1g) (XS) = fração ponderal da fase sólida 
�
�
�
�
�
�
100
%Sw = fração ponderal de B na fase sólida 
 
Combinando: SSLL wXwXw +=0 
 SL XX −=1 
Obtem-se: 
 ( ) SSLS wXwXw +−= 10 
 
Reordenando: LLSSS wwwXwX −=− 0 
 
Fracção ponderal de fase sólida: 
 
LS
L
S ww
ww
X
−
−= 0 (1) 
Do mesmo modo para a fase líquida: 
LS
S
L ww
ww
X
−
−= 0 (2) 
 
As equações (1) e (2) são as equações da regra da alavanca. As equações 
da regra da alavanca estabelecem que, numa mistura bifásica, para calcular a 
fração em peso de uma fase, devemos utilizar o segmento da linha conjugada 
no lado oposto da liga e que está mais afastado da fase cuja fração em peso se 
pretende determinar. O quociente entre esse segmento da linha conjugada é a 
linha conjugada total dá a fração em peso da fase. Assim, na Fig. 1.3, a fração 
em peso da fase líquida é dada pelo quociente OS/LS e a fração em peso da 
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fase sólida é dada pelo quociente LO/LS. 
As frações ponderais podem ser convertidas em percentagens ponderais 
multiplicando por 100. 
 
 
 
 
 L O S 
 
 
 
 wL w0 wS 
 
 
 
 
EXEMPLO DE DIAGRAMA DE EQUILIBRIO ISOMORFO 
 
 
 
 
 
 
 
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SISTEMA EUTÉTICO PARA AS LIGAS BINÁRIAS CUJOS 
ELEMENTOS NÃO SE MISTURAM NA FASE SOLIDA. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Resfriamento da liga Eutética para o Sistema Bi-Cd 
(Composição da liga 39,7%Cd) 
 
T1 (200ºC) ���� 100%L ; L{39,7%Cd e 60,3%Bi} 
 
T2(145,5ºC) ���� Reação Eutética para a fase líquida 
 L � S (100%PE) 
 
T3(100ºC) ���� 100%S � 100% PE 
 
 
 100%Bi liga 100%Cd 
 
 0 39,7 100 → % Cd 
 
100
100
7,39100
% xBi
−= � 60,3%Bi 
 
100
100
7,39
% xCd = � 39,7%Cd 
PE {39,7%Cd e 60,3%Bi}
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Resfriamento da Liga Hipoeutética para o Sistema Cd-Bi 
( Composição da liga 10%Cd) 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
T1 (300ºC) ���� 100%L ; L{10%Cd e 90%Bi} 
 
 
T2 (225ºC) ���� L � L + S ; L{10%Cd e 90%Bi} e S {100%Bi} 
 
 
T3 (200ºC) ���� L + S L{20%Cd e 80%Bi} e S {100%Bi} 
 
 100%S liga 100%L 
 
 0 10 20 → %Cd 
 
100
020
1020
% xS
−
−= ���� 50 % fase Sólida 
100
020
010
% xL
−
−= ���� 58,6% fase Liquida 
 
T3(145,5ºC) ���� Reação Eutética para a fase líquida 
 L � S (Bi+PE) 
 
T5(100ºC) ���� 100%S � Bi + PE 
 
 100%Bi liga 100%PE 
 
 0 10 39,7 → %Cd 
 
100
07,39
107,39
% xBi
−
−= ���� 75% da fase solida é Bismuto (1) 
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 100
07,39
010
% xPE
−
−= ���� 25% da fase sólida é produto eutético 
 
Comparando com a liga eutética onde temos o 100%PE: 
 
100 % PE - 39,7 %Cd - 60,3 %Bi 
25%PE - x - x 
 
 
Então: 
25% PE � 9,9%Cd e 15,1%Bi (2) 
 
Concluindo: Nesta fase solida foi encontrada: Somando (1) + (2) 
 
100%S = 10%Cd + 90%Bi 
 
Resfriamento da Liga Hipereutética para o Sistema Cd-Bi 
( Composição da liga 80%Cd) 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
T1 (300ºC) ���� 100%L ; L{80%Cd e 20%Bi} 
 
 
T2 (275ºC) ���� L � L + S ; L{80%Cd e 20%Bi} e S {100%Cd} 
 
 
T3 (200ºC) ���� L + S L{52%Cd e 48%Bi} e S {100%Cd} 
 
 100%L liga 100%S 
 
 52 80 100 → %Cd 
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100
52100
80100
% xL
−
−= ���� 41,6 % fase Liquida 
100
52100
5280
% xS
−
−= ���� 58,6% fase Sólida 
 
T4(145,5ºC) ���� Reação Eutética para a fase líquida 
 L + S � S ( PE+Cd) 
 
 
T5(100ºC) ���� 100%S � PE + Cd 
 
 100%PE liga 100%Cd 
 
 39,7 80 100 → %Cd 
 
100
7,39100
80100
% xPE
−
−= ���� 33,2% da fase solida é produto eutético 
 100
7,39100
7,3980
% xCd
−
−= ���� 66,8% da fase sólida é Cádmio (1) 
 
Comparando com a liga eutética onde temos o 100%PE: 
 
100 % PE - 39,7 %Cd - 60,3 %Bi 
33,2%PE - x - x 
 
 
Então: 
33,2% PE � 13,2%Cd e 20%Bi (2) 
 
 
Concluindo: Nesta fase solida foi encontrada: Somando (1) + (2) 
 
100%S = 80%Cd + 20%Bi 
 
 
 
 
 
 
 
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SISTEMA EUTÉTICO, CUJOS ELEMENTOS SE MISTURAM 
PARCIALMENTE NA FASE SÓLIDA 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 Resfriamento da liga Eutética (Composição da liga 60%Bi) 
T1 (200ºC) ���� 100%L ; L{60%Bi e 40%Sn} 
 
T2(138,5ºC) ���� Reação Eutética para a fase líquida 
 L � S (100%PE) 
 
T3(100ºC) ���� 100%S � 100% PE (� + �) 
 
 
 100% � liga 100% � 
 
 11 60 98 → % Bi 
 
100
1198
6098
% xi
−
−=α � 43,6% � 
 
100
1198
1160
% x
−
−=β � 56,4% � 
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Concluindo: Nesta fase solida foi encontrada: 
100%S = 43,6% � e 56,4% � 
 
T4(50ºC) ���� 100%S � 100% PE (� + �) 
 
 
 100% � liga 100% � 
 
 4 60 99 → % Bi 
 
100
499
6099
% xi
−
−=α � 41% � 
 
100
499
460
% x
−
−=β � 59% � 
Concluindo: Nesta temperatura, a fase solida encontrada foi: 
 
100%S = 41% � e 59%� 
 
T5(Temp. Amb.) ���� 100%S � 100% PE (� + �) 
 
 
 100% � liga 100% � 
 
 0 60 100 → % Bi 
 
100
100
60100
% xi
−=α � 40% � 
 
100
100
60
% x=β � 60% � 
Concluindo: Nesta temperatura, a fase solida encontrada foi: 
 
100%S = 40% � e 60% � 
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Faculdade de Tecnologia de Sorocaba 17/68 
Resfriamento da liga Hipoeutética 
(Composição da liga 30%Bi) 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
T1 (250ºC) ���� 100%L ; L{30%Bi e 70%Sn} 
 
 
T2 (175ºC) ���� L � L + S ; L{30%Bi e 70%Cd} e S {100% � } 
 
 
T3 (150ºC) ���� L + S L{50%Cd e 50%Bi} e S {100% � } 
 
 100%S liga 100%L 
 
 15 30 50 → %Bi 
 
100
1550
3050
% xS
−
−= ���� 57 % fase Solida 
100
1550
1530
% xL
−
−= ���� 43% fase Líquida 
 
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Faculdade de Tecnologia de Sorocaba 18/68 
T4(138,5ºC) ���� Reação Eutética para a fase líquida 
 L + S � S (100% � + PE) 
 
T5(100ºC) ���� 100%S � � + PE 
 100% � liga 100% PE 
 
 11 30 60 → % Bi 
 
100
1160
3060
% xi
−
−=α � 61,2% da fase sólida é � (1) 
 
100
1160
1130
% xPE
−
−= � 38,8%da fase solida é PE 
Comparando com a liga eutética onde temos o 100%PE: 
 
100 % PE - 43,6 % � - 56,4 % � 
38,8%PE - x - x 
 
Então: 
38,8% PE � 17% � e 21,8% � (2) 
 
Concluindo: Nesta temperatura, a fase solida encontrada foi: 
Somando (1) + (2) 
100%S = 78,2% � e 21,8% � 
 
T6(50ºC) ���� 100%S � � + PE 
 
 
 100% � liga 100% PE 
 
 4 30 60 → % Bi 
 
100
460
3060
% xi
−
−=α � 54% da fase sólida é � (1) 
 
100
460
430
% xPE
−
−= � 46%da fase solida é PE 
Comparando com a liga eutética onde temos o 100%PE: 
 
100 % PE - 41 % � - 59 % � 
46%PE - x - x 
 
Então: 
46% PE � 18,8% � e 27,2% � (2) 
 
Concluindo: Nesta temperatura, a fase solida encontrada foi: 
Somando (1) + (2) 
100%S = 72,8% � e 27,2% � 
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Faculdade de Tecnologia de Sorocaba 19/68 
 
T7(Temp. Amb.) ���� 100%S � � + PE 
 
 100% � liga 100% PE 
 
 0 30 60 → % Bi 
 
100
60
3060
% xi
−=α � 50% da fase sólida é � (1) 
 
100
60
30
% xPE = � 50%da fase solida é PEComparando com a liga eutética onde temos o 100%PE: 
 
100 % PE - 40 % � - 60 % � 
50%PE - x - x 
 
Então: 
50% PE � 20% � e 30% � (2) 
 
Concluindo: Nesta temperatura, a fase solida encontrada foi: 
Somando (1) + (2) 
100%S = 70% � e 30% � 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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Faculdade de Tecnologia de Sorocaba 20/68 
Resfriamento da liga Hipereutética 
(Composição da liga 75%Bi ) 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
T1 (250ºC) ���� 100%L ; L{75%Bi e 25%Sn} 
 
T2 (200ºC) ���� L � L + S ; L{75%Bi e 25%Sn} e S {100% � } 
 
 
T3 (150ºC) ���� L + S L{64%Bi e 36%Sn} e S {100% � } 
 
 100%L liga 100%S 
 
 64 75 100 → %Bi 
 
100
64100
75100
% xL
−
−= ���� 70 % fase Líquida 
 
100
64100
6475
% xS
−
−= ���� 30% fase Solida 
 
T4(138,5ºC) ���� Reação Eutética para a fase líquida 
 L + S � S (PE+�) 
 
T5(100ºC) ���� 100%S � PE+� 
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 100%PE liga 100% � 
 
 60 75 98 → % Bi 
 
100
6098
7598
% xPE
−
−= � 60,5% da fase sólida é PE 
 
100
6098
6075
% x
−
−=β � 39,5%da fase solida é � (1) 
Comparando com a liga eutética onde temos o 100%PE: 
 
100 % PE - 43,6 % � - 56,4 % � 
60,5%PE - x - x 
 
Então: 
60,5% PE � 26,3% � e 34,2% � (2) 
 
Concluindo: Nesta temperatura a fase solida encontrada foi: 
Somando (1) + (2) 
100%S = 26,3% � e 73,7% � 
 
T6(50ºC) ���� 100%S � PE+� 
 100%PE liga 100% � 
 
 60 75 99 → % Bi 
 
100
6099
7599
% xPE
−
−= � 61,5% da fase sólida é PE 
 
100
6099
6075
% x
−
−=β � 38,5%da fase solida é � (1) 
Comparando com a liga eutética onde temos o 100%PE: 
 
100 % PE - 41 % � - 59 % � 
61,5%PE - x - x 
 
Então: 
61,5% PE � 25,2% � e 36,3% � (2) 
 
Concluindo: Nesta temperatura a fase solida encontrada foi: 
Somando (1) + (2) 
100%S = 25,2% � e 74,8% � 
 
 
 
 
 
T7(Temp. Amb.) ���� 100%S � PE+� 
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 100%PE liga 100% � 
 
 60 75 100 → % Bi 
 
100
60100
75100
% xPE
−
−= � 62,5% da fase sólida é PE 
 
100
60100
6075
% x
−
−=β � 37,5%da fase solida é � (1) 
Comparando com a liga eutética onde temos o 100%PE: 
 
100 % PE - 40 % � - 60 % � 
62,5%PE - x - x 
 
Então: 
62,5% PE � 25% � e 37,5% � (2) 
 
Concluindo: Nesta temperatura a fase solida encontrada foi: 
 Somando (1) + (2) 
100%S = 25% � e 75% � 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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2ª.PARTE 
 
AÇOS COMUNS 
 
RESFRIADOS 
 
LENTAMENTE 
 
 
 
 
 
 
 
 
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O SISTEMA FERRO-CARBONO 
 
 
2.1 O ELEMENTO FERRO 
 
 O ferro apresenta as seguintes transformações (Fig.2.1) 
 
9
 
 
Figura 2.1 – Mudanças de fase do ferro puro 
 
 
 
 Observa-se que o ferro sólido, ao ser aquecido a partir da temperatura 
ambiente, muda a sua estrutura de cúbica de corpo centrado (CCC) Fig. 2.2 e 
para cúbica de face (CFC) Fig.2.3 a 911ºC. Continuando o aquecimento, a 1400ºC, 
o ferro muda novamente de estrutura, passando de CFC para CCC. 
 
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�
�
Figura 2.2 - Estrutura Cúbica de Corpo Centrado�
�
Figura 2.3 - Estrutura Cúbica de Faces Centradas 
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Para se medir a densidade volumétrica da célula unitária, ou seja, a porcentagem 
do volume da célula que é efetivamente ocupada pelos átomos, utiliza-se o fator de 
empacotamento (F.E.) : 
 
 
F.E. = n Va / Vc 
 
onde : 
n = número de átomos inteiros dentro da célula 
Va = número do átomo ( = 4/3 π r3) 
Vc = número da célula (= a
3 no caso de células cúbicas). 
 
 Calculando-se o fator de empacotamento (FE) para estruturas cúbicas 
encontra-se: 
 
 F.E CCC = 0,68 
 F.E CFC = 0,74 
ou seja, na estrutura de corpo centrado 68% do volume é ocupado por átomos, e 
na estrutura cúbica de face centrada 74% do volume da mesma é ocupado por 
átomos, sendo o restante vazio. 
 
 
2.2. SOLUÇÕES SÓLIDAS DE FERRO 
 
 Quando dois metais se misturam para formar uma solução sólida, os 
átomos do soluto podem substituir uma fração dos átomos da matriz (solução 
sólida substitucional), ou se alojar nos espaços vazios da matriz (solução sólida 
intersticial). 
 
Para que uma solução sólida substitucional seja formada, será necessário: 
• Raio atômico deve ter uma diferença de no máximo 15%, caso contrário 
pode promover distorções na rede e assim formação de nova fase. 
• Estrutura cristalina mesma 
• Eletronegatividade próximas 
• Valência mesma ou maior que a do hospedeiro 
 
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Para que uma solução sólida intersticial seja formada, será necessário: 
 
• Os átomos de impurezas ou os elementos de liga ocupam os espaços 
dos interstícios 
• Ocorre quando a impureza apresenta raio atômico bem menor que o 
hospedeiro 
• Como os materiais metálicos tem geralmente fator de empacotamento 
alto as posições intersticiais são relativamente pequenas 
• Geralmente, no máximo 10% de impurezas são incorporadas nos 
interstícios 
• Fe + C solubilidade máxima do C no Fe� é 2,05% a 1146º C (Fe� CFC) 
O C tem raio atômico bastante pequeno se comparado com o Fe�. 
 
 rC= 0,071 nm= 0,71 Å 
 rFe�= 0,129 nm= 1,29 ÅO ferro apresenta vãos octaédricos e tetraédricos em suas estruturas CCC e 
CFC (Fig. 2.4 e Fig.2.5). 
 
Figura 2.4 – Ferro � (Ferro alfa CCC) Figura 2.5 – Ferro � (Ferro Gama CFC) 
 
 Para elementos de estrutura de cúbica, como o ferro, as relações entre o 
raio (r) do átomo que se alojaria num vão tetraédrico ou octaédrico e o raio (R) da 
matriz são apresentadas na Tabela 2.1: 
 
 
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Estrutura Relação 
r
R
 F.E 
 Octaédrico Tetraédrico 
CFC 0,414 0,225 0,74 
CCC 0,154 0,291 0,68 
 
 Tabela 2.1 -Relações entre o raio do átomo intersticial ( r ) e o raio do átomo de matrizes ( R ) com 
estrutura cúbica. 
 
 Pela Tabela 2.1 observa-se que além da estrutura CFC ser mais compacta 
que CCC, ela apresenta vãos maiores. 
 Antes de analisarmos o diagrama Fe-C, vamos comparar o tamanho do 
átomo de carbono com os interstícios da matriz de ferro (Tabela 2.2). 
 
Ferro Carbono 
 Intersticial Substitucional 
Temperatura 
ºC 
Estrutura Raio 
Fe 
 
0
A
�
�
�
�
�
�
 
Raio do 
vão 
Octaédric
o 
0
A
�
�
�
�
�
� 
Raio do vão 
Tetraédrico 
0
A
�
�
�
�
�
�
 
±15% do 
raio do 
Fe 
0
A
�
�
�
�
�
�
 
Raio do Carbono 
0
A
�
�
�
�
�
� a 15º C 
(grafite) 
500 CCC 1,25 0,19 0,36 1,06-
1,44 
0,71 
1000 CFC 1,29 0,53 0,29 1,10-
1,48 
 
 Tabela 2.2 - Comparação entre o raio atômico do carbono e os vãos da estrutura do ferro. 
 
 A análise da Tabela 2.2 indica que : 
 a) O carbono não forma solução sólida substitucional com o ferro . 
 b) O raio atômico do carbono é maior que o maior raio do vão octaedrico da 
estrutura CFC. 
 c) O raio atômico do carbono é muito maior que o maior raio do vão 
tetraédrico da estrutura CCC do ferro (≅ 0 71, Å e 0,36 Å respectivamente), o que 
acarretará uma solubilidade quase nula do carbono no ferro α (máxima de 0,02%C 
a 723ºC). 
 Figura 2.6 – Solução Sólida Intersticial que o carbono forma com o Ferro. 
 
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2.3 DIAGRAMA FERRO - GRAFITA 
 
 A combinação do carbono e ferro, em equilíbrio termodinâmico, dará origem 
a diferentes fases para as diversas temperaturas avaliadas. Isto é indicado no 
diagrama de equilíbrio Fe-C (grafita) da Fig. 2.7. Este diagrama, construído em 
escala logarítmica para concentrações, indica que na temperatura ambiente os 
constituintes do sistema Fe-C seriam: ferrita ( α) e grafita. 
 
 
Figura 2.7 – Diagrama de Equilíbrio Fé- grafita 
 
2.4 DIAGRAMA FERRO - CEMENTITA 
 
 Na produção industrial do aço, os processos da solidificação e resfriamento 
são muito rápidos, para que o equilíbrio termodinâmico seja alcançado. Ocorre, 
então, a formação de uma fase metaestável a Fe3C (cementita ou carboneto de 
ferro) no lugar da grafita. Embora essa fase seja termodinamicamente metaestável, 
em termos de aplicações práticas é considerada estável, pois na temperatura 
ambiente, a difusão do carbono no ferro é muito baixa ( Dc = 2,9 x 10 –19 cm2/s), e 
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a transformação de cementita em grafita é praticamente nula. O diagrama de fase 
(e não equilíbrio, como é erroneamente chamado) entre o ferro e a cementita é 
mostrado na Fig. 2.8. 
 As fases que aparecem no diagrama da Fig. 2.9 são descritas a seguir: 
 
FERRITA (αααα) 
 Solução sólida de carbono em ferro CCC, Fig. 2.8a, existente até a 
temperatura de 911ºC. Nesta faixa de temperatura, a solubilidade do carbono no 
ferro é muito baixa, chegando ao máximo de 0,022% a 723ºC. 
 Na temperatura ambiente, a solubilidade máxima do carbono no ferro é de 
0,008%. Assim, até 0,008% de carbono, o produto siderúrgico seria chamado de 
ferro comercialmente puro. 
 
AUSTENITA (γγγγ) 
 
 Solução sólida de carbono em ferro CFC, Fig.2.8b, existindo entre as 
temperaturas de 911 e 1493ºC, e com solubilidade máxima de carbono no ferro de 
2,05% a 1146ºC. O teor de carbono 2,05% é adotado como separação teórica 
entre os dois principais produtos siderúrgicos: Aços - teores de carbono menores 
que 2,05% 
 Ferros Fundidos - teores de carbono maiores que 2,05% 
 Ferrita Austenita 
 
Figura 8 – Micoestruturas da: a) Ferrita b) austenita 
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Figura 2.9 – Diagrama de fases Fe – Fe3C – campo dos aços. 
 
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FERRITA (�) 
 
 Para pequenos teores de carbono, acima de 1400ºC, o ferro muda 
novamente para cúbico de corpo centrado, dando origem á ferrita �, que é uma 
solução de carbono em ferro CCC, sendo estável até 1536ºC, quando o ferro se 
liquefaz. Tendo o ferro uma estrutura CCC, a solubilidade do carbono é baixa, 
atingindo um máximo de 0,09% a 1493ºC. Os nomes de ferrita α e ferrita � são 
usados para indicar a mesma solução sólida de carbono em ferro CCC, porém 
ocorrendo em diferentes faixas de temperatura. A solubilidade máxima de carbono 
na ferrita � é um pouco maior que na ferrita α (0,09 e 0,02%, respectivamente), 
devido ao fato de que a ferrita � ocorre em temperatura maiores, onde a agitação 
térmica da matriz de ferro é também maior, favorecendo a maior dissolução do 
carbono. 
 Quando não houver referência contrária, o termo ferrita, neste texto, 
subentenderá a ferrita α 
 
CEMENTITA ( Fe3C) 
 
 É um carbeto de ferro com estrutura ortorrômbica e de alta dureza. A 
cementita dá origem a um eutetóide de extrema importância no estudo dos aços, a 
perlita, que será vista posteriormente, com mais detalhes. 
 
2.5 PONTOS RELEVANTES DO DIAGRAMA FERRO-CEMENTITA 
 
 Existem várias temperaturas e linhas de importância prática no diagrama de 
fase ferro-cementita. 
 
LINHA A1 (A utilização da letra "A" para designar estas linhas foi primeiramente 
utilizada pelo francês Le Chatelier, e indica a ocorrência de uma parada (“Arrêt”) 
durante a transformação.) 
 
 Indica a transformação γ → α + Fe3C. 
 
 
LINHA A2 
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 Transformação magnética do ferro CCC, ocorrendo a 769ºC (também 
chamada de temperatura CURIE da ferrita). Nesta temperatura o ferro muda de 
paramagnético para ferromagnético. 
 
LINHA A3 
 
 Temperatura de transformação γ → α . 
 
LINHA ACM 
 
 Temperatura de transformação γ → Fe3C. 
LINHA A4 
 
 Temperatura de transformação γ → �. 
 
LINHA LIQUIDUS 
 
 Acima desta linha, todo o aço está na forma líquida. A temperatura na qual o 
aço começa a solidificar abaixa com aumento do teor de carbono, partindo de um 
máximo a 1536ºC no ferro puro, até atingir 1146ºC na liga Fe - 4,30%C. O aspecto 
tecnológico imediato que resulta desta observação é que é mais fácil fundir ferros 
fundidos do que aços, pois as temperaturas de fusão são menores. 
 
LINHA SOLIDUSAbaixo desta linha todo o material estará no estado sólido. Na região entre 
as linhas Liquidus e Solidus haverá, no equilíbrio, a coexistência de fases sólidas e 
líquidas. 
 
 
2.6 EFEITOS DO RESFRIAMENTO E AQUECIMENTO NAS LINHAS 
DE TRANSFORMAÇÃO 
 
 No diagrama da Fig. 2.9, as transformações limitadas pelas linhas A1, A2, 
ACM etc. são supostas de ocorrer no equilíbrio. Nas condições industriais de 
processamento metalúrgico, estas transformações ocorrem fora do equilíbrio 
termodinâmico, e as linhas de transformações para aquecimento e resfriamento 
apresentam-se defasadas ( Fig. 2.10). Para as condições de equilíbrio utilizam-se 
as notações : A1,A2 etc. 
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 Para aquecimento, utiliza-se Ac1, Ac2 etc., pois a sigla vem do francês 
( c = “chauffage” = aquecimento). 
 Para o resfriamento, utiliza-se Ar1 , Ar2 etc., que vem de “ refroidissement”. 
 
 
Figura 2.10 – Influências do aqucimento e resfriamento nas linhas de Transformação 
 
2.7 REAÇÕES INVARIANTES 
 
 Reações invariantes são as que ocorrem com temperatura constante. As 
reações invariantes encontradas no diagrama Fe-Fe3C para o campo dos aços 
são: 
1. Reação Invariante Peritética: 
� + L Austenita (�) 
Ponto Peritético: 0,3%C em 1493ºC. 
Produto Peritético: Austenita. 
 
2. Reação Invariante Eutetóide: 
 Austenita (�) � + Fe3C (Perlita) 
Ponto Eutetóide: 0,8%C em 723ºC. 
Produto Eutetóide: Perlita. 
Esta reação invariante ocorre a ~723º C com 0,8% C, o produto formado é a 
perlita, que não é uma fase, mas uma mistura de duas fases - ferrita e cementita - 
com uma estrutura lamelar característica. 
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Figura 2.11: Resfriamento para as ligas com Carbono igual a 0,8%. – Ligas Eutetóides 
 
 
Figura 2.12a. Cinética de formação da perlita. 
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Figura 2.12b: Representação da formação das lamelas da perlita 
 
Um aço com 0,8% C é chamado de eutetóide. Aços com menos 0,8% C são 
chamados hipoeutetóides (Fig. 2.13) e com mais de 0,8 % C são hipereutetóides 
(Fig. 2.14). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 2.13: Resfriamento para as ligas com Carbono inferior a 0,8%. – Ligas Hipoeutetóides 
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Figura 2.14: Resfriamento para as ligas com Carbono superior a 0,8%. – Ligas Hipereutetóides 
 
Embora a perlita não seja uma fase, e sim um constituinte, é possível 
interpretar o diagrama de fase Ferro-Cementita de modo a prever sua ocorrência e 
quantidade relativa na microestrutura. Assim, aços com menos de 0,8% C 
possuem ferrita e perlita em sua microestrutura; com 0,8% C, só perlita; e acima de 
0,8% C, perlita e cementita. Isto, obviamente, se obtidos através de um 
resfriamento lento (dentro do forno, por exemplo). Se o resfriamento for mais 
rápido (em óleo, em água etc.), aparecerão outras fases, metaestáveis, e que não 
são previstas pelo diagrama Ferro-Cementita. 
 
 
2.8 OBSERVAÇÕES DA MICROESTRUTRA 
 
 Para se observar as fases presentes no aço, serão necessárias realizar o 
polimento da amostra até que a mesma fique “ como espelho”, seguindo-se um 
ataque com reagentes químicos apropriado. 
 Um dos reagentes químicos mais empregados para aços carbono é o 
NITAL, que consiste em uma mistura de 0,5 a 2% de ácido nítrico em álcool etílico. 
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 A amostra apenas polida e não atacada revela descontinuidades como 
trincas, poros, inclusões etc. Na amostra atacada quimicamente consegue-se 
observar as fases e sua distribuição, o que permite avaliar aspectos estruturais de 
fabricação (regiões afetadas pelo calor da soldagem, linhas de deformação 
ocorridas no forjamento) e características como segregações etc. Possui ferrita e 
perlita na estrutura; a granulação da mesma é fina ( grãos pequenos); e ainda que 
o teor de carbono do aço deve ser de 0,2%. Ainda na Fig.2.15, observa-se que o 
ataque químico revela o contorno de grão da ferrita, e diferencia, por coloração, a 
ferrita da perlita. 
 Com o NITAL, a ferrita aparece “branca” e a perlita “preta”, que não significa 
que este ataque químico tenha colorido de maneira distinta as duas fases, ou o 
contorno de grão da ferrita, mas sim que o reagente químico ataca mais uma fase 
do que outra, produzindo diferenças de altura em relação à superfície, e com isto 
refletindo mais ou menos luz para a ocular do microscópio. No contorno de grão o 
processo é semelhante: como os contornos de grão são regiões mais 
desordenadas que as regiões centrais dos mesmos, é mais fácil para o ácido 
remover os átomos do contorno, essa corrosão química mais profunda no contorno 
de grão formará uma região mais escura durante a observação no microscópio. 
 
Deve-se notar que, com baixo aumento (100x), a perlita apresenta-se como uma 
massa escura homogênea. Porém, utilizando-se ampliações maiores, 
conseguimos notar que a mesma é formada por lamelas alternadas de ferrita e 
cementita. 
 
Figura 2.15 - Microestrutura de uma liga com ~o,2%C (matriz ferritica e pontos escuros de perlita). 
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Figura 2.16- Microestrutura de uma liga com ~o,45%C (matriz ferritica e pontos escuros de perlita) 
 
 
Figura 2.17 - Microestrutura de uma liga com ~o,8%C (100% perlita). 
 
 
Figura 2.18- Microestrutura de uma liga com ~o,95%C (perlita mais cementita) 
 
 
 
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2.9 DETERMINAÇÃO DA FRAÇÃO VOLUMÉTRICA DAS FASES 
 
 Quando um lingote de aço solidifica, observa-se pelo diagrama de fase que 
o mesmo sofre uma série de transformações, desde o estado líquido até a 
temperatura ambiente. 
Analisando como exemplo, no resfriamento de uma liga Fe-0,25% c a partir 
do seu estado líquido (1600ºC), até a temperatura ambiente. Em duas ocasiões a 
liga é monofásica, ou seja, apresenta uma única fase (no estado líquido e no 
campo austenítico). Neste caso é obvio que a amostra tem 100% líquido ou 100% 
γ (austenita). Existem situações, entretanto, em que amostra se apresenta bifásica 
( σ + L, L + γ, γ + α ,α + “P”). Nestes casos podemos calcular a fração volumétrica 
de cada fase utilizando a “regra da alavanca” . Supondo que a liga apresente uma 
composição C0 (por ex. 0,25%C na liga Fe-C). na temperatura T1 a liga 
apresentará duas fases α e β , cujas frações volumétricas são dadas por: 
 
% *
% *
% %
αααα
ββββ
αααα ββββ
ββββ
ββββ αααα
αααα
ββββ αααα
=
−
−
�
�
�
�
�
�
= −−
�
�
�
�
�
�
+ =
C C
C C
C C
C C0
0
100
100
100%
 
 
Desta mesma forma, para um aço hipoeutetóide de composição C0, 
resfriado lentamente, a fração de ferrita livre (ou seja, somente os grãos isolados 
de ferrita, sem levar em conta a ferrita presente na perlita) seria dada por: 
 
 
100*
8,0
1%
100*
008,0*8,0
8,0
%
0
0
�
�
�
�
�
� −=
�
�
�
�
�
� −=
C
ou
C
L
L
α
α
 
 
e a quantidade de perlita seria dada por: 
 
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100*
8,0
100*
008,08,0
008,0
% 00
CC
P ≅�
�
�
�
�
�
−
−
= 
Assim, um aço com C0 = 0,2% apresentará aproximadamente 25% de 
perlita e 75% de ferrita . Um aço com 0,4% C apresentará, aproximadamente, 50% 
de perlita e 50% de ferrita. E um aço com 0,8 % C apresentará 100% de perlita e 
nenhuma ferrita. 
 Então, se soubermos o teor de carbono do aço, podemos avaliar qual 
vai ser sua estrutura em termos de ferrita e perlita, desde que o mesmo seja 
resfriado lentamente. De maneira inversa, se avaliarmos através da microscópica 
seu teor de ferrita e perlita, poderemos estimar seu teor de carbono utilizando a 
equações acima. 
 
Por exemplo: 
( )
% ,
, %
P
C
ou
C P
=
=
100
0 8
0 8
100
0
 
 
 
 Assim, se microscopicamente observamos que aço tem 40% de perlita e 
60% de ferrita, pela equação acima estimamos o seu teor de carbono em: 
 
( )
CC
C
%3,0
%3,0
100
408,0
0
0
≅
≅=
 
 
 
 
2.10 EFEITO DA VELOCIDADE DE RESFRIAMENTO NA FRAÇÃO 
VOLUMÉTRICA DA FERRITA E PERLITA 
 
 O teor de carbono do aço carbono só pode ser avaliado em função de suas 
áreas de ferrita e perlita se o resfriamento for muito lento (no forno, por exemplo). 
Se o resfriamento for mais rápido, mesmo que a microestrutura seja ainda de 
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ferrita e perlita, a quantidade de ferrita será menor que prevista pelo diagrama de 
fase, pois a perlita começa a se formar antes de finalizar a formação da ferrita, 
interrompendo o seu processo de crescimento ( Figs. 2.15;2.16; 2.17;2.18). 
 
 
2.11 IMPUREZA DOS AÇOS 
 
 Além dos elementos adicionados propositadamente na fabricação dos aços 
(elementos de liga), existem outros cuja introdução no aço é decorrente do 
processo de fabricação. Entre eles pode-se citar: P, S, Mn, Si, Al, N, O e H. As 
influencias dos elementos de liga sobre o ponto eutetóide e sobre o So 
(espaçamento interlamelar) podem ser analisadas na Fig. 2.19., onde recebem as 
seguintes denominações: 
Elementos gamagenicos: Abaixa a temperatura de A1 e diminui o teor de carbono 
do eutetóide. 
Elementos alfagenicos: Aumenta a temperatura de A1 e diminui o teor de carbono 
do eutetóide. 
 
Fósforo 
 O fósforo dissolve-se na ferrita, endurecendo-a, ocasionando fragilidade a 
frio. Isto significa baixa resistência ao choque e baixa tenacidade, o que é 
acentuado pelo aumento da porcentagem de carbono. Além disto, é um dos 
responsáveis pelos fenômenos de fragilidade de revenido. Por isso o teor máximo 
deste elemento é rigorosamente controlado nos aços e situa-se entre 0,005 e 
0,1%, dependendo da qualidade desejada e da aplicação a que se destina o aço. 
Embora o fósforo apresente algumas vantagens, como aumento da resistência ao 
desgaste e à corrosão, melhoria na usinabilidade dos aços de corte rápido e 
aumento na resistência mecânica, seus aspectos prejudiciais nos aços 
predominam, sendo ele considerado como uma impureza. 
 
 
 
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Enxofre 
 
 Quando ocorre a formação de FeS, o enxofre torna os aços frágeis durante 
os processos de trabalho a quente. O manganês, combinado-se com o enxofre, 
forma o sulfeto (MnS) e elimina este problema, desde que a relação Mn/S e teor 
máximo de S sejam adequadamente controlados. 
 Em aços de corte rápido adiciona-se enxofre para formar, sob efeito do 
trabalho a quente, inclusões alongadas. Isso provoca o rompimento dos cavacos 
na usinagem, prolongando a vida da ferramenta de corte. 
 
Silício 
 O silício é empregado durante a fabricação do aço como desoxidante. Além 
disto, aumenta a resistência da ferrita, sem sacrificar a ductilidade e a tenacidade, 
para porcentagens de até 1%. 
 Na maioria dos aços, a porcentagem de silício chega até 0,3% no máximo. 
 
Manganês 
 O manganês é utilizado para controlar os efeitos negativos do enxofre, 
formando inclusões de MnS, e como desoxidante. Para essas finalidades sua 
adição em geral é menor que 1%. Para aços estruturais, teores de até 1,5% são 
usuais. 
 
Alumínio 
 É um dos mais efetivos agentes desoxidantes utilizados na fabricação dos 
aços. Através da formação do nitreto de alumínio, permite o controle do tamanho 
de grão, porém é necessário um controle rigoroso em sua dosagem, dado que o 
excesso deste nitreto pode fragilizar o aço. 
 
Estanho 
 Sua presença se deve a chapas soldadas ou estanhadas na sucata, 
originando superfícies defeituosas e fragilidade no trabalho a quente. Nos aços 
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temperados e revenidos o estanho contribui para fragilidade de revenido. O 
estanho tem os mesmos efeitos prejudiciais que o fósforo. 
 
Hidrogênio 
 Juntamente com o oxigênio e nitrogênio, o hidrogênio contamina o aço 
durante sua elaboração. Causa fragilização do aço. Pode ser eliminado através da 
desgaseificação. 
 
Oxigênio 
 O oxigênio tem elevada solubilidade no aço líquido e baixíssima solubilidade 
no aço sólido. Esta diferença de solubilidade pode conduzir à precipitação de 
diferentes óxidos durante a solidificação. Quando o CO é formado durante a 
solidificação tem-se aços efervescentes ou semi-acalmados. Outros óxidos 
(alumina, silicatos etc.) terão influência como inclusões não-metálicas. 
 
Nitrogênio 
 Forma nitretos quando combinados com alumínio, vanádio e cromo, 
conferindo ao aço uma elevada dureza e grande resistência ao desgaste. Também 
dissolve-se na ferrita endurecendo-a e pode formar o nitreto de ferro, que também 
provoca o endurecimento por precipitação. Contribui para a ocorrência de 
escoamento nítido, prejudicial para chapas para embutimento profundo. 
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Figura 2.19 – Efeito dos elementos de liga sobre o eutetíde e o espaçamento inter lamelar (So). 
 
2.12 CLASSIFICAÇÃO E SELEÇÃO DE AÇOS 
 
AÇOS ESTRUTURAIS 
 
Vergalhões para concreto 
 
 Os vergalhões para concreto armado são especificados segundo a norma 
NBR 7480, sendo designados CA xx, onde os dois algarismos representam o limite 
de escoamento mínimo, em Kgf/ mm2 ( ex.: CA-25, CA-50, etc.). 
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 Pertencem à duas classes: A- laminados a quente e B- encruados ( 
aminados a frio ou torcidos). É importante notar que, enquanto os CA’s da classe A 
quando soldados não apresentam enfraquecimento,os aços encruados podem 
recristalizar e sofrer transformações, durante a soldagem, que reduzam seu limite 
de escoamento. 
 Para concreto pretendido, a NBR 7482 designa os aços CO-xxx, onde os 
algarismos indicam o limite de ruptura em Kgf/ mm2, havendo 3 classes: 
 A- laminados a quente, B- encruado e C- temperado. Novamente deve-se 
observar os possíveis efeitos negativos da soldagem nas classes B e C. 
 É sempre recomendável, entretanto, quando se deseja soldar vergalhões, 
obter a composição química do material, para verificar sua soldabilidade. 
 
Chapas e Perfis Estruturais 
 
 Chapas e perfis são, em geral, fornecidos pelas grandes siderúrgicas, ou 
fabricados ( no caso de perfis dobrados ou soldados) a partir de materiais desta 
procedência. Perfis são especificados de acordo com as normas NBR 7007 ( aços 
para perfis laminados...), NBR 6109 ( cantoneiras de abas iguais) e NBR 6352 
(cantoneiras de abas desiguais), entre outras. No caso de perfis e chapas 
laminados, as grandes siderúrgicas os fornecem de diversas resistências. É 
importante ter-se em mente que plasticidade para conformação a frio é uma 
propriedade que merece cuidados especiais. Sempre que se desejar aço estrutural 
para posteriores dobramentos, é conveniente contactar o fornecedor, verificando 
especialmente a adequação do material à operação desejada. É importante 
especificar também o sentido do dobramento- longitudinal ou transversal - de vez 
que a anisotropia destes materiais é bastante elevada, em decorrência do próprio 
processo de elaboração. É conveniente, em casos de dúvida, conduzir-se testes. 
 No caso de perfis fabricados(soldados ou dobrados), é necessário 
certificar-se da capacidade desejado, seus métodos de inspeção, etc. Novamente, 
neste caso, é necessário que o projetista mantenha alerta seu bom senso. Em 
aplicações de pouca importância, onde o custo é o fator dominante, não há sentido 
em se exigir inspeção das soldas, por exemplo. 
 
AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA (ARBL) 
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 A classificação de aços como de “Alta resistência e baixa liga” é bastante 
genérica e freqüentemente, conduz mal entendidos. 
 Há uma superposição natural entre o conceito de aços ARBL e 
classificações baseadas no emprego, isto é, aços ARBL são empregados como 
aços estruturais, aços para embutimento, aços para tubulações, vasos de pressão, 
etc. 
 Além disto, alguns destes aços têm sido agrupados em famílias em função 
de alguma características comum, como: aços bi-fásicos (dualphase), aços de 
perlita-reduzida (reducerd-pearlite), aços laminados controladamente, aços “spray-
quenched”,etc. 
 Evidentemente, todas as classificações ou agrupamentos são válidos ou 
úteis dentro de determinadas condições; é importante , entretanto, não se deixar 
confundir pelas diversas nomenclaturas, pois assim como o próprio “nome” dado 
ao aço, elas não podem alterar suas propriedades e características. Estas 
decorrem, fundamentalmente, de sua composição química, processamento e, 
conseqüentemente, estrutura (macro e micro), e não dependem da “etiqueta” que 
se coloca no produto. 
 As últimas décadas viram grandes desenvolvimentos na tecnologia dos aços 
ARBL (ou HSLA, em inglês). estes desenvolvimentos foram baseados, em sua 
maioria, na compreensão da correlação entre propriedades e microestrutura. 
 Historicamente, pontos notáveis da evolução destes aços, segundo 
Pickering, são: 
 Inicialmente, o projeto de estruturas era baseado no limite de ruptura e o 
carbono era principal elemento de liga. Apesar do baixo custo, tenacidade e 
soldabilidade eram baixas. 
 O advento da soldagem exigiu a redução do teor de carbono. para manter a 
resistência, o teor de manganês foi aumentado. 
 Falhas catastróficas de estruturas soldadas levaram ao reconhecimento da 
importância do controle da tenacidade. Ao mesmo tempo, os critérios de projetos 
passaram a dar mais importância ao limite de escoamento. O teor de C foi 
reduzido ainda mais, mantendo-se o teor de Mn elevado. A importância do 
tamanho de grão na resistência e tenacidade foi reconhecida. 
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 Aços de grão-fino (condições de AIN, por exemplo) foram desenvolvidos. As 
vantagens associadas as estas adições são obtidas na condição normalizada. 
Limites de escoamento da ordem de 300 Mpa e temperaturas de transição abaixo 
de 0ºC foram obtidos. 
 Aumentos adicionais no limite de escoamento passaram a ser obtidos nos 
aços de grão-fino, através de endurecimento por precipitação ( Carbetos de 
vanádio, nióbio e titânio). 
 Posteriormente, o reconhecimento da importância do tamanho de grão na 
resistência e na tenacidade levou à pesquisa de meios de se obter grãos cada vez 
mais finos. 
 Um processo que permita obter, durante a laminação, austenita de grão fino 
e, eventualmente, encruada, favorece, naturalmente, a nucleação de ferrita no 
resfriamento e resulta em microestruturas de grão extremamente fino. 
 Para se atingir estas condições, tratamentos termomecânicos em que 
deformações significativas são realizadas a temperaturas inferiores à temperatura 
de recristalização do material, são necessários. 
 Devido à baixa temperatura de recristalização dos aços C-Mn, para estes 
aços isto só é possível com laminadores de alta potência. Uma alternativa é o uso 
de elementos microligantes, como o Nb que, dissolvido na austenita ou 
precipitados como carbonitretos, aumentam a temperatura de recristalização, 
retardam o crescimento do grão austenítico. 
 Tais tratamentos termomecânicos permitem o aproveitamento máximo dos 
elementos de liga e (ou) micro liga e, corretamente empregados, conduzem a 
excelentes combinações de propriedades mecânicas e tecnológicas. Aços assim 
produzidos vêm sendo extensivamente utilizados em diversas aplicações, como 
tubulações (oleodutos, gaseodutos) construção naval, vasos de pressão, etc). 
 
AÇOS PARA EMBUTIMENTO E ESTAMPAGEM 
 
 Estas operações de conformação a frio podem variar grandemente em 
severidade, desde um dobramento com raio várias vezes superior à espessura da 
chapa até embutimentos complexos, com repuxamentos severos, como no caso 
diversas peças de carrocerias de automóveis. Além disto, dependendo do 
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acabamento desejado na peça, estrias e outros defeitos superficiais podem não 
ser aceitáveis. Associa-se a estas operações graus de severidade, enquanto as 
siderúrgicas fornecem chapas em grupos de diferentes resistências ao 
embutimento. Apesar de diversos testes para determinar o grau de 
estampabilidade serem aceitáveis pelo material (Ex.: Testes de Copo: Olsen, 
Erichsen), é bastante difícil correlacionar a severidade do teste com a severidade 
da operação. Em geral, a seleção pode ser baseada na experiência do projetista, 
seguida de testes visando determinar o material de custo mínimo capaz de aceitar 
a deformação do processo. 
 Adicionalmente, o desenvolvimento de conceitos como o Diagrama Limite 
de Conformação vem permitindo uma análise mais sistemática destas operações e 
uma melhor caracterização do comportamento do material. 
 
AÇOS PARA CONSTRUÇÃO MECÂNICA 
 
 Enquanto aços estruturais são normalmente fornecidos para atender a 
requisitos mecânicos ( com alguns limites de composição químicacom vistas a 
soldabilidade, por exemplo), aços para construção mecânica são usualmente 
fornecidos para atender faixas de composição química. 
 
O SISTEMA ABNT 
 
 O sistema de classificação de aços empregados pela ABNT (NBR 6006) é 
basicamente o mesmo usado pelo AISI ( American Iron and Steel Instute) e pela 
SAE (Society of Automotive Engineers). Nestes sistemas, os aços são divididos em 
grupos principais e, dentro destes grupos, em famílias de características 
semelhantes. Estas famílias são designadas por conjuntos de algarismos, em geral 
4, da seguinte forma: 
 
XX XX 
 Família Teor de C em centésimos de 
porcento (0,01%) 
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 Assim, um aço 4340, é formado da família 43, isto é, com 1,8%Ni, 0,08%Cr, 
0,25%Mo e com 40 centésimos de porcento de C, isto é, 0,40%C. 
 Além dos algarismos, são empregadas letras na classificação, 
principalmente “H”, após os algarismos, que indica temperabilidade assegurada e 
“B” entre dois grupos de dois algarismos que indica a presença de boro, para 
aumento da temperabilidade. Por exemplo, um aço 8620H é um aço com resposta 
ao tratamento térmico mais consistente que o 8620, sendo que suas propriedades 
se situam na parte superior da faixa de dureza do 8620. Do mesmo modo, o aço 
10B46, é essencialmente um aço 1046 
(aço carbono com 0,46%C) ao qual adiciona-se um mínimo de 5 ppm de boro, que 
melhora a temperabilidade. Nos casos dos aços inoxidáveis e aços-ferramenta, os 
algarismos finais não representam o teor de carbono. Para aços inoxidáveis (NBR 
5601) da série 3xx, a letra L após os algarismos indica carbono extra-baixo, com 
melhores características de resistência à corrosão. Os aços que são, 
comercialmente mais comuns. São exemplos típicos : 
8620, 8640, 4140, 4340, 1045, 3310, 9315, 52100, 304, 410, 420. É claro que, ao 
projetar uma peça que requererá pequena quantidade de aço e será fabricada com 
pouca freqüência, deve ser dada preferência a um dos aços comercialmente mais 
comuns, pois são estes aços que se encontram, em geral, em estoque no produtor. 
Assim, as chances de se obter o material em curto prazo, por preço razoável, 
aumentarão bastante. Por outro lado, na especificação de um aço para peças a 
serem produzidas em série, em grandes quantidades, é conveniente selecionar o 
material realmente necessário, evitando excessos (especificar aços com teores de 
elementos de liga superiores aos necessários, por exemplo) que, certamente, 
aumentarão os custos da produção seriada. 
 A partir de 1975, num esforço para estabelecer um sistema único para a 
designação de metais e ligas, a ASTM e a SAE passaram a publicar o UNS 
(Unified Numbering System). 
 Neste sistema ( ASTM E 527), um prefixo de uma letra é seguido por cinco 
algarismos. A letra dá uma indicação da família do metal ou liga indicado e os 
algarismos identificam a liga específica. 
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 Para os aços normalizados pela SAE, o UNS tentou manter o mesmo 
código numérico, como mostrado na tabela 2.3. 
Aços 
Aços de alta resistência e baixa liga (ARBL) 
Aços Ferramenta Aços rápidos 
 Aços para trabalho a quente 
 Aços indeformáveis 
 Aços resistentes ao choque 
 Etc. 
 
Aços Inoxidáveis Martensíticos 
 Ferríticos 
 Austeníticos 
 
Aços Carbono 
10xx Aço Carbono 
11xx Aço Carbono Ressulfurado ( corte fácil) 
12xx Aço Carbono Ressulfurado e Refosforado ( corte 
fácil) 
 
Aços de Baixa Liga ( Construção Mecânica) 
13xx Mn 1.75 
23xx Ni 3.5 
25xx Ni 5.0 
31xx Ni 1.25 Cr 0.65 
33xx Ni 3.50 Cr 1.55 
40xx Mo 0.25 
41xx Cr 0.50 ou 0.95, Mo 0.12 ou 0.20 
43xx Ni 1.80, Cr 0.50 ou 0.80, Mo 0.25 
46xx NI 1.55 ou 1.80, Mo 0.20 ou 0.25 
47xx Ni 1.05, Cr 0.45, Mo 0.20 
48xx Ni 3.50, Mo 0.20 
50xx Cr 0.28 ou 0.40 
51xx Cr 0.80 a 1.25 
5xxx Cr 0.50 ou 1.00 ou 1.45, C 1.00 
61xx Cr 0.80 ou 0.95, V 0.10 ou 0.15 min. 
86xx Ni 0.55, Cr 0.50 ou 0.65, Mo 0.20 
87xx Ni 0.55, Cr 0.50, Mo 0.25 
92xx Mn 0.85, Si 2.00 
93xx Ni 3.25, Cr 1.20, Mo 0.12 
98xx Ni 1.00, Cr 0.80, Mo 0.25 
 
Aços Inoxidáveis ( Resistentes ao calor e à corrosão) 
2xx Cr, Ni, Mn Austenítico 
3xx Cr, Ni Austenítico 
4xx Cr Ferrítico 
4xx Cr Martensítico 
5xx baixo cromo-resistente ao calor 
 
Tabela 2.3 – aços normalizados pela SAE
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3ª Parte 
 
 
 
 
Ferro Fundido 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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FERROS FUNDIDOS 
 
GENERALIDADES: 
 
Introdução 
 
 Dentre as ligas ferro-carbono, os ferros fundidos constituem um grupo de 
ligas de importância fundamental para indústria, não só devido as características 
inerentes ao próprio material, como também pelo fato de, mediante introdução de 
elementos de liga, aplicação de tratamentos térmicos adequados e pelo 
desenvolvimento do ferro fundido nodular, ter sido viável ao seu emprego em 
aplicações que, de certo modo, eram exclusivas dos aços. 
 Assim sendo, o seu estudo é fundamental para engenheiro mecânico e 
tecnólogo, ao qual se oferece mais uma opção no sentido da seleção de materiais 
metálicos para as diversas aplicações industriais. 
 
Definições 
 
 Pelo conhecimento do diagrama de equilíbrio Fe-C, costuma-se definir ferro-
fundido como “ligas Fe-C cujo teor de carbono se situa acima de 2,05% 
aproximadamente”. Face à influência do silício nessa liga, sobretudo sob o ponto 
de vista de sua constituição estrutural, o ferro fundido é normalmente considerado 
uma “liga ternária Fe-C-Si”, pois o silício está freqüentemente presente em teores 
superiores ao do próprio carbono. 
 Por outro lado, em função de sua constituição estrutural, o carbono está 
geralmente presente, em grande parcela, na forma “livre”. Então ferro-fundido: 
 “É a liga ferro-carbono-silício, de teores de carbono geralmente acima de 
2,05% em quantidade superior à que ser retida em solução sólida na austenita, de 
modo a resultar carbono parcialmente livre, na forma de veios ou lamelas de 
grafita”. 
Componentes estruturais dos Ferros Fundidos 
 
• o mais importante é a grafita em veios, 
• cementita, Perlita, ferrita, 
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• ledeburita: ocorre nos ferros fundidos brancos formado de pequenos 
glóbulos de Perlita sobre um fundo de cementita. 
• steadita: constituinte de natureza eutética, compreendendo o Fe3P e carbeto 
de ferro. Ocorre quando a quantidade de fósforo presente é superior a 
0,15%. É muito dura e frágil. 
Dentro da denominação geral de “ferro fundido”, podem ser distinguidos os 
seguintes tipos de liga: 
 
 
FERRO FUNDIDO BRANCO 
 
 Neste tipo de ferro fundido, o carbono apresenta na forma combinada de 
Fe3C, mostrando uma fratura clara. Apresenta alta dureza e alta resistência ao 
desgaste esua usinabilidade é prejudicada, mesmo com os melhores materiais de 
corte. A composição química é balanceada entre o C e Si além da velocidade de 
resfriamento, lançando mão da coquilha ou seja derramar o metal líquido em 
moldes metálicos onde o metal resfria em condições tais ou com tal velocidade que 
praticamente toda a grafitização é eliminada e o carbono apresenta na forma 
combinada. 
 
Efeito dos elementos de liga: 
 
Níquel, Cromo, Molibdênio = aumentam a resistência ao desgaste. 
 
Cromo = em teores baixos corrige a composição do ferro fundido de 1 a 4% 
aumenta a dureza e a resistência ao desgaste, estabilizando a cementita 
impedindo a formação da grafita; de 12 a 35% aumenta a resistência a corrosão e 
a oxidação á altas temperatura aumentando a resistência á corrosão. 
 
Níquel = em teores de 4 a 5% aumenta a dureza apresentando uma 
microestrutura martensítica. 
 
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Molibdênio = endurece e melhora a tenacidade da matriz perlítica, quando 
combinado com o Ni ou Cr confere matriz martensítica melhorando a resistência á 
abrasão. 
 
Cobre = abaixo de 4% diminui a profundidade de endurecimento. 
 
Vanádio = estabilizador do Carbeto. 
 
 Para resumir estes efeitos temos a fig. 3.1. 
 
 
 
. 
 
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Figura 3.1 - Efeito comparativo de vários elementos de liga que diminuem e aumentam a profundidade de coquilhamento 
 
Diagrama Ferro-Carbono: O seu estudo é realizado nas porcentagens acima 
de 2,05% de carbono como verificado no anexo 1 e também mostrado na figura 
Fig. 3.2. 
Pela analise do diagrama acima, verificamos que em 4,3%C em 1146ºC, 
uma nova reação invariante irá ser encontrada. A reação é a Eutética. 
 
L S 
 
Produto eutético = ledeburita 
Ponto eutético = 1146ºC com 4,3%C. 
 
• teor de carbono de 4,3% á temperatura de 11460C: corresponde a liga 
eutética de mais baixo ponto de fusão, chamada de liga eutética. 
 
• ligas entre 2,05 e 4,3%C são chamadas de ligas hipoeutéticas e acima de 
4,3%C são chamadas de ligas hipereutéticas. 
 
 
 
Figura 3.2 – Diagrama Fe-Fe3C – acima de 2,05%C – transformação para o ferro fundido 
Resfriamento de uma liga eutética: 
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 Ao resfriar lentamente a liga eutética, no ponto C, a mesma se solidifica 
havendo austenita + Fe3C. Este Eutético é conhecido por “Ledeburita” e é 
constituído de um fundo de cementita com aproximadamente 6,7%C e cristais de 
dendritas de austenita com 2,05%C. Continuando o resfriamento da liga, o teor de 
carbono da austenita diminui por acompanhar a inclinação da linha Acm. Ao atingir 
a temperatura de 7230 C com 0,8%C na linha A1, a austenita inicia a transformação 
em perlita. Abaixo de A1 a ledeburita será constituída de um fundo de cementita 
com glóbulos de perlita. Esta microestrutura é representado na fig.3.3 . 
 
 
 
 
Figura 3.3 - Aspecto micrográfico da ledeburita. Estrutura típica de um ferro fundido eutético com 4,3%C. matriz de 
cementita com glóbulos de cementita. Ataque pícrico com aumento de 530X 
 
 
Resfriamento de uma liga hipoeutética: 
 
 Ao resfria agora uma liga com 3,0%C, por exemplo, verificamos que acima 
da linha liquidus, a liga está totalmente na fase liquida. Ao atingir X1, os primeiros 
cristais precipitados são de austenita, cujo teor de carbono é dado pela intersecção 
da horizontal passando a partir de X1 até encontrar a linha solidus. Continuando o 
resfriamento ao atingir X2 a liga com 3,0%C apresenta em equilíbrio duas fases a 
fase liquida e austenita que enriquece de carbono paulatinamente. Ao atingir a 
temperatura X3, estão em equilíbrio a fase austenítica com 2,0%C e a ledeburita 
com 4,3%C. Prosseguindo o resfriamento, a austenita isolada de um lado e a 
austenita da ledeburita de outro terão seu teor de carbono alterado para valores 
decrescentes, percorrendo a linha Acm até atingir A1 quando toda a austenita 
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inclusive a da ledeburita transforma em perlita. Daí até a temperatura ambiente 
não haverá mais transformações, então abaixo de 7230C a liga com 3,0%C será 
constituída de cristais de perlita envolvidos por ledeburita. Sua micrografia é 
mostrado na fig 3.4. 
 
Figura 3.4 - Micrografia apresenta em um ferro fundido hipoeutético. A estrutura apresenta dendritas de perlita, áreas 
pontilhadas de ledeburita e algumas áreas brancas de cementita. Ataque picral com aumento de 530X 
 
Resfriamento de uma liga hipereutética: 
 
 A liga estudada será com 5,0%C, adotando o mesmo tipo de resfriamento, 
ter-se-á entre as linhas liquidus e sólidus, cristais de cementita de forma alongada, 
formados em primeiro lugar, e líquido, cuja composição percorre a linha liquidus , 
no sentido do ponto eutético. Ao atingir a temperatura de 11460C, dar-se-á a 
solidificação total e as fases em equilibrio serão: cementita de um lado e ledeburita 
de outro. Entre as linhas solidus e A1, nada ocorre com a cementita, mas a 
austenita do eutético terá seu teor alterado percorrendo a linha Acm até atingir A1, 
quando ela passa a perlita. Assim abaixo de A1 a liga será constituída de cristais 
alongados de cementita e um fundo de ledeburita. A microestrutura será mostrado 
na fig. 3.5. 
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Figura 3.5 - Micrografia de um ferro fundido hipereutético onde sua estrutura apresenta longos cristais de cementita sobre 
um fundo de ledeburita. Ataque pícrico com aumento de 150X. 
 
As ligas apresentadas acima são típicas de ferro fundido branco, pois não 
apresentam qualquer percentual de silício. Tais ligas apresentam aplicações 
restritas, face ás propriedades desfavoráveis para as aplicações mais comuns. 
 
FERRO FUNDIDO CINZENTO 
 
Características: Fácil fusão e moldagem, boa resistência mecânica, excelente 
usinabilidade, boa resistência ao desgaste, etc. 
 
 
 
Figura 3.6 – Ferro fundido Cinzento. Ferrita, Perlita, grafita, steadita e inclusões de sulfeto de manganês. Ataque Pícrico, 
770x. 
 
Composição:C = 2,00 - 4,00% Si = 1,00 - 3,00% Mn = 0,30 - 1,00% 
 P = 0,10 - 1,00% S = 0,05 - 0,25% 
 
Classificação dos ferros fundidos cinzentos: 
 utiliza-se a tabela 3.1 
 
____________________________________________Materiais para Construção Mecânica II –Teoria 
 
 
Faculdade de Tecnologia de Sorocaba 60/68 
NOMENCLATURA 
 
• Não se faz pela composição química, mas sim pela resistência 
• ASTM A48 Classe 20, 30, ... 
• A Classe determina a resistência à tração mínima, em 1000 psi 
 
Classe 
Resist. mínima 
tração (psi) 
(MPa) 
20 20 000 138 
25 25 000 172 
30 30 000 207 
35 35 000 241 
40 40 000 276 
45 45 000 310 
50 50 000 344 
55 55 000 380 
60 60 000 414 
 
Tabela 3.1 –Nomenclatura do ferros fundidos cinzentos.