aula 02 metalfisica eutetico+peritetico (2)

Eutticos e PeritticosEutticos e PeritticosDisciplina: Metalurgia FsicaDisciplina: Metalurgia Fsica

Conrado Ramos Moreira AfonsoConrado Ramos Moreira AfonsoDepartamento de Engenharia de Materiais (DEMa) Centro de Cincias Exatas e de Tecnologia (CCT)

Universidade Federal de So Carlos (UFSCar) *e*e--mail: mail: [email protected]@ufscar.br

Programa DisciplinaPrograma DisciplinaDataData HorrioHorrio LocalLocal DescrioDescrio ObsObs

11/03/11 14:00 17:40h 173/AT7 1 Aula Introdutria Nascente19/03/11 14:00 17:40h 173/AT7 2 Aula n 2 Ademar25/03/11 14:00 17:40h 173/AT7 3 Aula n 3: Anlise Trmica de

Metais / PolmerosConrado/Ademar

01/04/11 14:00 17:40h 163/AT7 4 Aula n 4 Ademar08/04/11 14:00 17:40h 163/AT7 5 Aula n 5 Ademar

15/04/11 14:00 17:40h 163/AT7 6 Aula n 6 Conrado22/04/11 14:00 17:40h 163/AT7 No haver Aula Feriado29/04/11 14:00 17:40h 163/AT7 7 Aula n 7: Difrao de Raios-X

(DRX)Nascente/ Conrado

06/05/11 14:00 17:40h 163/AT7 8 Aula n 8 Conrado13/05/11 14:00 17:40h 163/AT7 9 Aula n 9 Conrado20/05/11 14:00 17:40h 163/AT7 10 Aula n 10 Nascente

DataData HorrioHorrio LocalLocal DescrioDescrio ObsObs20/05/11 14:00 17:40h 163/AT7 10 Aula n 10 Nascente27/05/11 14:00 17:40h 163/AT7 11 Aula n 11: Microscopia de

Fora Atmica (AFM)Nascente/Conrado

03/06/11 14:00 17:40h 163/AT7 1 Avaliao Semestral P210/06/11 14:00 17:40h 163/AT7 Apresentao Seminrio S1

Programa DisciplinaPrograma Disciplina

17/06/11 14:00 17:40h 163/AT7 Apresentao Seminrio S124/06/11 14:00 17:40h 163/AT7 2 Avaliao Semestral (Sub) P3

Referncias Bibliogrficas

ASM American Society for Metals, Casting Metals Handbook, v.15,Metals Park, Ohio, USA, 1988. W.Kurz e D.J.Fisher, Fundamentals of Solidification, Trans Tech PublicationLTD, Swirtzerland, 1986. H.Jones e W.Kurz (Editores), Solidification Microstructures 30 Years afterConstitutional Supercooling, Materials Science and Engineering, Special Issue,65, 1984. H.Biloni, Solidification, em Physical Metallurgy, Part I, Ed. R.W.Cahn eP.Haasen, Nort-Holland Physics Publishing, 1983. A.Ohno, Solidificao de Metais, Livraria Cincia e Tecnologia Editora Ltda. M.P.Campos Filho e G.J.Davies, Solidificao e Fundio de Metais e suasLigas, Livros Tcnicos e Cientficos Editora S.A e Editora da USP, 1978. M.C.Flemings, Solidification Processing, McGraw Hill, New York, 1974. G.J.Davies, Solidification and Casting, Applied Science, London, 1973. B. Chalmers, Principles of Solidification, John Willey Co., New York, 1964.

Apresentam mais de uma fase slida aps a solidificao;

Solidificao de Ligas PolifsicasSolidificao de Ligas Polifsicas

Como as ligas monofsicas, tb podem eventualmente apresentar interface S/L plana;

A instabilidade da interface depender de V e G;

A redistribuio do soluto na interface mais complexa (movimento difusivo de soluto na direo de crescimento e na lateral);


direo de crescimento e na lateral);

Entre as ligas com interface plana: monotticasmonotticas e as eutticaseutticas (importante devido a grande variedade de morfologias estruturais);

5.4 LIGAS POLIFSICAS

5.4.1 Solidificao de Eutticos


CRESCIMENTO simultneo de duas ou mais fasesAs microestruturas de eutticos podem ser classificadas:

LAMELAR: f 0.5 (Pb - Sn) as duas fases em propores (Al - Al2Cu)

FIBROSO: uma das fases em pequena proporo (NiAl - Cr)

REGULAR: as duas fases so no facetadas

IRREGULAR: uma das fases facetada

Tambm merecem ateno as ligas com transformao perittica.perittica.


transformao perittica.perittica.

Ligas EutticasLigas Eutticas

Transformao Euttica: Lquido + (slidos)

Apresenta ponto de fuso menor que os 2 constituintes da liga euttica

Euttico vem do grego esignifica:de fuso mais fcil

As fases apresentamporcentagem segundoDiagrama de Fases

Microestruturas de Ligas EutticasMicroestruturas de Ligas Eutticas

RegularesRegulares

Podem ser classificadas em:

Regulares ComplexasRegulares ComplexasRegulares ComplexasRegulares Complexas

IrregularesIrregulares

Regulares:Regulares:lamelareslamelaresfibrosasfibrosasglobularesglobulares


Lamelares:Lamelares:placas parelelas e alternadas das duas fases

EXEMPLO:EXEMPLO:Al Al Cu


Al Al2Cu

Fibrosas:Fibrosas:barras finas ou lminas de uma das fases

envolvidas por uma matriz EXEMPLO:EXEMPLO:Al Al Ni


Al Al3Ni

Globulares:Globulares:glbulos de uma das fases envolvidos pela

matriz EXEMPLO:EXEMPLO:Cu CuO


Cu CuO2

Aplicao na produo de materiais comanisotropiaanisotropia de propriedades mecnicas,


anisotropiaanisotropia de propriedades mecnicas,pticas, eletrnicas ou magnticas( Ex: Al - Al3Ni , NiSb InSb )

Regulares complexas:Regulares complexas:Duas regies de aspectos distintos:

- uma com um padro repetitivo- outra com orientao ao acaso


EXEMPLO:EXEMPLO:sistema Bi-Pb

Irregulares:Irregulares:Consiste basicamente de orientaes

ao acaso


EXEMPLO:EXEMPLO:FoFo

Aciculares:Aciculares:agulhas de uma das fases envolvidas pela

matriz EXEMPLO:EXEMPLO:Al AlSi


Al AlSi

Tipo de microestruturamicroestrutura pode ser relacionado com a morfologia da interface S/L:

Facetada ou lisaDifusa ou Rugosa

Obteno de microestruturas regulares depender do controle das condies trmicas Tipo Microestrutura Morfologia de Exemplos


Tipo Microestrutura Morfologia de crescimento euttico

Exemplos

I Regular Difusa / Difusa Sn-Pb , Al-Zn , Al-Cu , Al-Ag

II Regular Complexa

Difusa / Facetada Al-Si , Sn-Bi , Pb-Bi , Al-Ge

III Irregular Difusa / Facetada Al-Si , Fe-CFacetada / Facetada Comp.orgnicos

No facetado/No facetado Benzil/ Benzil/ azobenzenoazobenzeno


Facetado/FacetadoCBrCBr44 / hexacloretano/ hexacloretano

Crescimento de Eutticos Regulares:Crescimento de Eutticos Regulares: Quando a frao volumtrica da fase % menor:

fV < 0,25 fibras; caso contrrio lamelar

EUTTICOS LAMELARESEUTTICOS LAMELARES


EUTTICOS LAMELARESEUTTICOS LAMELARES

Crescimento de Eutticos Regulares:Crescimento de Eutticos Regulares:

Entretanto se a fase minoritria for facetadafacetada: lamelas mesmo para fv < 0,25


EUTTICO LAMELAREUTTICO LAMELAREX.:EX.:

FoFo

Cinzento

Crescimento de Eutticos Regulares:Crescimento de Eutticos Regulares:

Crescimento euttico COOPERATIVOCOOPERATIVO:uma fase rejeita solutouma fase rejeita solutooutra fase absorve soluto

Depende das condies de Superesfriamento na interface (SR)

Lei Clssica de Crescimento Euttico

sendo: E : espaamento lamelarV : velocidade de crescimento

cteV.E2 =V : velocidade de crescimentocte dependente do material

Microestrutura euttica depende de V e Tt e no diretamente da taxa de resfriamento como ocorre com os crescimentos celulares e dendrticos

Variao do espaamento lamelarcom a velocidade de crescimento

Variao do superesfriamentocom a velocidade de crescimento

Mecanismo de variao do espaamentolamelar com a velocidade


V V


EX.:EX.:Zn-4%Al

(Refinada; P0mm)

EX.:EX.:Zn-4%Al

(Grosseira; P50mm)

Formao de falhas lamelares


MODIFICAO DE EUTTICOS:MODIFICAO DE EUTTICOS:

Tratamento de Modificao: pequenas alteraes na composio qumica do eutticoeutticopara produzir mudanas microestruturais e das mudanas microestruturais e das propriedadespropriedadespropriedadespropriedades

MODIFICAO DE EUTTICOS:MODIFICAO DE EUTTICOS:

Al-Si: principal liga de fundioutilizando modificaes (Al-11,7% Si)Boa fluidezResistncia corrosoPequena contraoPequena contraoBoa relao resistncia/peso Propriedades dependero:Propriedades dependero:

i) i) processo de fundioprocesso de fundio,,ii) ii) composio da ligacomposio da liga

iii) iii) estrutura eutticaestrutura eutticaiv) iv) distribuio e granulometria distribuio e granulometria

do silciodo silcio

Mtodo de modificao do Euttico:Mtodo de modificao do Euttico:

1.altas velocidades de solidificao, e consequentemente taxas

2. adio de agentes qumicos modificadores 2. adio de agentes qumicos modificadores no banho lquido


1.altas velocidades de solidificao, e consequentemente taxas

2. adio de agentes qumicos modificadores 2. adio de agentes qumicos modificadores no banho lquido

Principais Modificadores:Na e Sr


o NaNa e o SrSr tm o poder de causar grandes modificaes mesmo em baixas porcentagens (ppm~1%), no alterando a porcentagens (ppm~1%), no alterando a composio da liga

Modificadores comerciais: Fluoreto de SdioFluoreto de Sdio (NaF Modimil; Foseco)


O que acontece???? Veios de SiVeios de Si so transformados em uma forma forma fibrosa e ramificadafibrosa e ramificada envolvida por uma matriz. Macroestrutura (gro)Macroestrutura (gro) NO SE ALTERA!!!NO SE ALTERA!!!. Microestrutura (espaamento)Microestrutura (espaamento)

NO SE ALTERA!!!NO SE ALTERA!!!.

Estrutura modificada apresenta melhores Propriedades MecnicasPropriedades Mecnicas

Ligas Eutticas AlLigas Eutticas Al--SiSi


ATAQUEcido Hidroclordrico 5% 100x

ESTADOBruto de Fuso. Molde de areia


ESTADOBruto de Fuso. Molde de areia. Modificado

com adio de sdio no banho lquido



ESTADOBruto de Fuso. Molde de areia. Modificado

com adio de sdio no banho lquido,


ESTADOBruto de Fuso. Molde refrigerado. Modificado

pelas altas taxas de resfrimento

Explicao:no incio: pensava-se que atuava como centros de nucleaoatualmente: sabe-se que alm de diminuir a temperatura de nucleao,

cresce de forma contnua sem a ocorrncia de repetidas nucleaes e em condies de maiores valores de SRC (Super Resfriamento Composicional)

No afeta a matriz rica em Al A modificao est associada a mudana no mecanismo de crescimento do Si


A modificao est associada a mudana no mecanismo de crescimento do Si Passa da forma facetada para uma forma mais difusa

a) Veios de Si no modificadosb) Modificados por altas taxasc) Modificao por ao qumica

% dos Modificadores:

Sdio: r = 1,58 Amais eficiente que o Srdissolve-se rapidamente no lquido sem oxidarperde seu poder rapidamente (~ 20 min)Adies maiores que 0,02% em peso forma composto


AlSiNa frgil

Estrncio: r = 1,84 Amenos eficiente que o Nadissolve-se rapidamente no lquido, porm oxidatem um poder de durao maiorTeores acima de 0,05% em peso diminui resistncia

mecnica pois forma Al2SrSi2

912 Co

0,77%C0,77%C

2,11 %C2,11 %C1148 Co

4,3%C4,3%C

+ Fe C 3

Lquido

+ Fe C3LL +

LIQUIDO

Ponto 1 Ponto 1 -- 1147 C1147 C oo

Ponto 2 Ponto 2 -- TT

Euttico FeEuttico Fe--C:C:Ligas Eutticas FeLigas Eutticas Fe--CC

CC

CC

CC

CCCC

CCCC

CC

CCCC

CC

CC CC CCCCCC

CC

CC

CC

CCCCCC

CCCC CC

CC

CCCC

CC

CC

Ponto 1

DIFUSODIFUSODO CDO C

Enriquecido com 6,67% de C

Empobrecido para 2,11% de C

Empobrecido para 2,11% de C

AUSTENITAAUSTENITA

CEMENTITACEMENTITA

727 Co

0,77%C0,77%C

% C na Austenita % C na Austenita na temperatura Tna temperatura T

+ Fe C 3

+ Fe C 3Ponto 3 Ponto 3 -- 726 C726 Co

Ponto 3

Perlita

LEDEBURITALEDEBURITA

LIQUIDOPonto 1 Ponto 1 -- Formao dos Formao dos primeiros cristais slidos primeiros cristais slidos de Austenitade Austenita

Ponto 4 Ponto 4 -- 728 C728 C o

4,3%C4,3%C

912 Co

o

0,77%C0,77%C

2,11 %C2,11 %C

1148 Co

+ Fe C 3

Lquido

+ Fe C 3LL +

Ponto 3 Ponto 3 -- 1147 C1147 C o%C na Austenita no resfriamento

Pto 2 Pto 2 -- Temperatura TTemperatura T

Hipoeuttico:Hipoeuttico:Ligas Eutticas FeLigas Eutticas Fe--CC

P.ex.: Fe P.ex.: Fe -- 3,5 %C3,5 %C

727 Co

+ Fe C 3

%C na Austenitaem solidificao

%C no lquido remanescentePonto 2Ponto 2

Dendritas de Austenita

Ponto 3Ponto 3

Ledeburita

(Fe C + )3Lquidoremanescente

Resfriamento rpido:FoFo Branco(perlita e ledeburita)

Resfriamento lento:Fofo Cinzento ferrtico

Ligas Eutticas FeLigas Eutticas Fe--CC

Fofo Cinzento ferrtico(perlita e grafita)

4,3%C4,3%C

912 Co

727 Co

0,77%C0,77%C

2,11 %C2,11 %C

1148 C o

+ Fe C 3

Lquido

+ Fe C3LL +

LIQUIDO

%C na Austenita no resfriamento

Ponto 1 Ponto 1 -- Formao dos Formao dos primeiros cristais primeiros cristais slidos de Cementitaslidos de Cementita

Pto 2 Pto 2 -- Temperatura TTemperatura T

Pto 3 Pto 3 -- 1147 C1147 Coo

Hipereuttico:Hipereuttico:Ligas Eutticas FeLigas Eutticas Fe--CC

Agulhas de Cementita

Ponto 2Ponto 2

Lquidoremanescente

%C no lquidoremanescente

727 Co

+ Fe C 3

Ponto 3Ponto 3

Fe C3

Ledeburita

(Fe C + )3

Mtodos de Modificao em FoFo Branco:variao nas velocidades de solidificao, e consequentemente taxasadio de agentes qumicos modificadores no banho lquido

Principais Modificadores:

Si principal agente nucleante


da grafita em veios e aumentaT metaestvel (fofo cinzento)

Mg favorece a formao degrafita nodulares (ndulos)

Ce nodularizante

Branco(perlita e ledeburita)

Cinzento(veios grafita e perlita)


Nodular(ferrita e ndulos grafita)

Nodular (perlita e ndulos grafita)

Microestruturas de FoFo para vrios % Mg: 0,017%; 0,026% e 0,13% e detalhes de um ndulo de grafita


Ligas Peritticas:Ligas Peritticas: Transformao Perittica:

Lquido + (slido)Ligas Monotticas:Ligas Monotticas: Transformao Monottica:

Lquido1 + Lquido2

Ligas Peritticas:Ligas Peritticas: Transformao Perittica: Lquido + (slido)

Apresentam essa transformao os sistemas:Fe-C Cu-SnFe-Ni Cu-Zn

Ligas PeritticasLigas Peritticas

Mistura total no lquido e mistura parcial no slido

No patamar perittico ocorrem 3 fases: Lquido + +

Fora do EquilbrioNo Equilbrio


Liga Pb-20% Bi


Transformao Monottica: Lquido + Lquido

Apresentam essa transformao os sistemas:Al-Bi, Al-In, Bi-Zn,Cu-Pb

Mistura parcial no lquido e

Ligas Monotticas:Ligas Monotticas:

Mistura parcial no lquido emistura parcial no slido

No patamar monottico ocorrem3 fases: Lquido1 + + Lquido2

MICROSCOPIA TICA DE MATERIAIS AOS

Diagrama Fe-C (Aos e Fofo)

MICROSCOPIA TICA DE MATERIAIS AOS

Propriedades x Microestrutura de Aos Microligados (Laminao e Trincas)

Resumo Fases no Sistema FeResumo Fases no Sistema Fe--CC

Diagrama de Schaeffer: Diagrama de Schaeffer: Sistema FeSistema Fe--C (Inox)C (Inox)

MICROSCOPIA TICA DE MATERIAIS

Micrografia de Chapa de Ao SAE 1010 Cementada e Temperada (Bainita)

Micrografia de Ao Microligado ao Nb (V, Ti, Mo, W)


Micrografia de Ao C AISI 1020 Na Zona Fundida (ZF)

Micrografia de Ao C AISI 1020 Na ZAC de Gros Grosseiros (GG)

Micrografia de Ao

Microligado ao Nb


Micrografia de Ao

Microligado ao Nb


Micrografia de Ao ao Mangans Micrografia de Ao Liga


Micrografia de Ao FeCrC Micrografia de Ao FeCrC+Nb


Micrografia de Ferro Fundido BrancoHipoeuttico (FoFo Branco)

Micrografia de Ferro Fundido BrancoEuttico (Ledeburita)


Micrografia de Ferro Fundido Cinzento (Veios de Grafita)

Solidificao Direcional em Liga TiSolidificao Direcional em Liga Ti--FeFe

Diagrama de Equilbrio do Sistema Binrio Eutetide Ti-FeE. S. Lopes, Directionally Solidified Ti-Fe Eutectic Alloy processed by Arc Melting Technique, Submitted to Intermetallics.


Diagrama Esquemtico do Forno de Fuso Arco para Solidificao DirecionalE. S. Lopes, Directionally Solidified Ti-Fe Eutectic Alloy processed by Arc Melting Technique, Submitted to Intermetallics.


0.0

0.1

0.2

600

800

1000

12001080oC

T

e

m

p

e

r

a

t

u

r

e

(

C

)

D

T

A

(

V

/

m

g

)

Exo 605oC

F

e

T

i

I

n

t

e

n

s

i

t

y

(

a

.

u

.

)

(

1

1

0

)

As-cast

aFeTi

= 0,2986 nm

-Ti FeTi

D-S

a= 0,3182 nm

Anlise Trmica de DTA da Liga euttica Ti-32,5Fe (%peso) e DRX da Liga Fundida em Forno Arco (As-Cast) e Solidificada Direcionalmente.

E. S. Lopes, Directionally Solidified Ti-Fe Eutectic Alloy processed by Arc Melting Technique, Submitted to Intermetallics.

0 50 100 150 200 250-0.3

-0.2

-0.1

0

200

400

T

e

m

p

e

r

a

t

u

r

e

(

C

)

D

T

A

Time (min) 30 40 50 60 70 80 90

aFeTi

= 0,2996 nm

a= 0,3203 nm

(

2

2

0

)

(

2

1

1

)

(

2

1

1

)

(

2

0

0

)

(

2

0

0

)

(

1

1

0

)

F

e

T

i

I

n

t

e

n

s

i

t

y

(

a

.

u

.

)

2 (Degrees)

(

1

1

0

)

As-cast


Anlise de Microscopia tica mostrando micrografias da Liga euttica Ti-32,5Fe (%peso)



TEM micrographs in (a) bright field (BF) sign showing the -Ti matrix (bcc) and the cross section of the ordered TiFe fiber phase (cubic). Respective SADP showing orientation

relationship between the (314) // (113)TiFe zone axisE. S. Lopes, Directionally Solidified Ti-Fe Eutectic Alloy processed by Arc Melting Technique, Submitted to Intermetallics.

Solidificao Direcional em Liga TiSolidificao Direcional em Liga Ti--FeFea

b

c

d

e

f

SEM micrographs showing transversal and longitudinal cross-sections at growth rates of (a) and (b) 10 mm/h, (c) and (d) 30 mm/h and (e) and (f) 60 mm/h.


b d f


0.75

1.00

1.25

1.50

1.75

I

n

t

e

r

p

h

a

s

e

S

p

a

c

i

n

g

,

[

m

]

Relationship between the average interspacing (m) and the solidification velocity (mm/h) for directionally solidified Ti-Fe eutectic alloy.


0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 0.350.00

0.25

0.50

I

n

t

e

r

p

h

a

s

e

S

p

a

c

i

n

g

,

Linear Regression: = 0.15 + 4.7 V-1/2

Growth Rate, [mm/h]-1/2


SEM micrographs in BSE sign showing transversal cross-section of Ti-Fe eutectic alloy directionally solidified at v= 30 mm/h in different magnifications.



Evolution of hardness with interphase spacing (m): Vickers microhardness (HVmicro) and nanohardness (HVnano).



Compressive mechanical properties of the Ti-Fe eutectic alloy as a function of the interphase spacings, (m).

Evolution of hardness with interphase spacing (m): Vickers microhardness (HVmicro) and nanohardness (HVnano).


Solidificao Rpida Ligas TiSolidificao Rpida Ligas Ti--FeFe--SnSn

XRD patterns of as-cast Ti65Fe35, (Ti65Fe35)99Sn1 and (Ti65Fe35)97Sn3 alloys.

J.H. Han, Ultrafine Eutectic TiFeSn alloys, Journal of Alloys and Compounds 483 (2009) 4446.


SEM secondary electron micrographs of as-cast

Ti65Fe35 (a and b), Ti65Fe35 (a and b), (Ti65Fe35)99Sn1 (c and d)

and (Ti65Fe35)97Sn3 (e and f) alloys.




Roomtemperature engineering stressstrain curves (a) and SEM micrographs of fracture surface of as-cast Ti65Fe35 (b), (Ti65Fe35)99Sn1 (c) and (Ti65Fe35)97Sn3 (d) alloys.


XRD patterns for

J. Das et al., Bulk ultra-fine eutectic structure TiFeSn alloys, Journal of Alloys and Compounds 434435 (2007) 2831.

XRD patterns for (Ti0.705Fe0.295)100x Snx (x = 0 and 3.85) as-cast rods

and arc-melted ingots.



SEM back scattered electron images of: (a) Ti70.5Fe29.5 ingot (near the Cu hearth), inset (near air-cooled region); (b) Ti67.79Fe28.36Sn3.85 ingot; (c) Ti70.5Fe29.5 as-cast rod; (d) Ti67.79Fe28.36Sn3.85 as-cast rod. The micrographs clearly reveal the change in morphology of the eutectic up on Sn addition



Room temperature compressive engineering stressstrain curves of the Ti70.5Fe29.5 and Ti67.79Fe28.36Sn3.85 ingots and as-cast rods

Amorfos em Eutticos BinriosAmorfos em Eutticos Binrios

M.F. de Oliveira et al., Topological instability and glass forming ability of amorphous alloys, Intermetallics 17 (2009) 183185

Diagrama de Equilbrio do Sistema Binrio Cu-Zr



Variation of lminDe in the ZrCu diagram. The vertical dashed lines indicate the experimental ranges of BMGs reported for the ZrCu system and the arrows indicate the intermetallic stable compositions [13]. The symbols mark the lowest calculated critical cooling rates



Diagrama de Equilbrio do Sistema Binrio Ti-Ni



Variation of mine in the TiNi diagram. The experimental points for the alloy (open symbols) were produced by melt-spinning [15].

Phase Field Simulation of SolidificationPhase Field Simulation of Solidification

Multiphase microstructures formed in the terminal stages of solidification in (a) AlSi 7Mg 0.6as cast, (b) FeC 0.9Cr 4Mo 5W 6.5thixo cast, (c) CuSn 12Ni 2as cast and in ternary AlCuAg alloys after unidirectional solidificationin cross section of Al70Cu13Ag17 (at%)

U. Hecht et al., Multiphase solidification in multicomponent alloys, Materials Science and Engineering R 46 (2004) 149



With increasing Cr-content in ternary FeCCr alloys the d-ferrite field extends to higher carbon content than in the binary FeC system.



Isothermal cut through the phase diagram of the ternary alloy system AlCuAg at T = 505 8C.

Univariant and nonvariant reactions on the liquidus surface of the AlCuAg system.


Multiphase patterns in ternary AlCuAg alloys after unidirectional solidification: eutectic cells in longitudinal (a) and cross section (b) of AlCu 13.66 at.%Ag 10.27 at.% and a three-phase eutectic pattern (c) in cross section of AlCu 13.6 at.%Ag 16.4 at.%.



Cross section through an array of elongated cells of the ternary alloy Al70Cu13Ag17 (at%) after unidirectional solidification in a temperature gradient G = 27x103 K/m with a velocity v = 1.42x10-6m/s (a) and snapshot of the three-phase eutectic pattern obtained for a 3D simulation for G = 5x103 K/m and v = 0.5x10-6 m/s (b). For both images (a) and (b), the phases are Ag2Alwhite, Al2Culight grey, a(Al)dark grey.



Cross section through the three-phase eutectic pattern of the ternary alloy Al70Cu13Ag17 (at%) after unidirectional solidification in a temperature gradient G = 27x103 K/m with a velocity v = 1.42x10-6 m/s (a) and snapshot of the three-phase eutectic pattern obtained for a 3D simulation for G = 5x103 K/m and v = 0.5x10-6 m/s (b). For both images (a) and (b), the phases are Ag2Alwhite, Al2Culight grey, a(Al)dark grey.U. Hecht et al., Multiphase solidification in multicomponent alloys, Materials Science and Engineering R 46 (2004) 149


Solidification of FeC 1 at.%Mn 1 at.% at a cooling rate of 1 K/s in a temperature gradient of 20 103 K/m. Shown are the composition maps of carbon and manganese in atom fractions as well as the phase map.U. Hecht et al., Multiphase solidification in multicomponent alloys, Materials Science and Engineering R 46 (2004) 149


2D dendritic solidification of a binary NiCu alloy as predicted by the phase field theory at 1574 K and a supersaturation of 0.8. By the end of solidification about 300 dendritic particles form. The calculation has been performed on a 3000 3000 grid. In (a) the color map represents compositions, with yellow and blue corresponding to the solidus and liquidus compositions, respectively. In (b) the colors denote crystallographic orientations.U. Hecht et al., Multiphase solidification in multicomponent alloys, Materials Science and Engineering R 46 (2004) 149


Equiaxed solidification in hypo-eutectic (cCu = 0.3), eutectic (cCu = 0.35), and hyper-eutectic (cCu = 0.4) Ag-Culiquids at 900 K as simulated by the phase field model. Composition maps are shown in the top row, the respective orientation maps are in the bottom row. The simulations were performed in 2D on a 1000 1000 grid.



Heterogeneous crystal nucleation on rough (sinusoidal) surfaces in a binary liquid as predicted by the phase field simulations. Composition maps are shown (liquidusblue, solidusyellow, graywallsU. Hecht et al., Multiphase solidification in multicomponent alloys, Materials Science and Engineering R 46 (2004) 149

Precipitation HardeningPrecipitation Hardening The strength and hardness of some metal

alloys may be improved by the formation of extremely small, uniformly dispersed particles (precipitates) of a second phase within the original phase matrix.Other alloys that can be precipitation Other alloys that can be precipitation hardened or age hardened:

Copper-beryllium (Cu-Be) Copper-tin (Cu-Sn) Magnesium-aluminum (Mg-Al) Aluminum-copper (Al-Cu) High-strength aluminum alloys

Criteria:Maximum solubility of 1 component in the other (M);Solubility limit that rapidly decreases with decrease in temperature (MN).Process:Solution Heat Treatment first heat

Phase Diagram for Precipitation Hardened Alloy

Solution Heat Treatment first heat treatment where all solute atoms are dissolved to form a single-phase solid solution.Heat to T0 and dissolve B phase.Rapidly quench to T1Nonequilibrium state ( phase solid solution supersaturated with B atoms; alloy is soft, weak-no ppts).

The supersaturated solid solution is usually heated to an intermediate temperature T2within the + region (diffusionrates increase).

The precipitates (PPT) begin to form as finely dispersed particles. This process is

Precipitation Heat Treatment the 2nd stage

particles. This process is referred to as aging.

After aging at T2, the alloy is cooled to room temperature.

Strength and hardness of the alloy depend on the ppt temperature (T2) and the aging time at this temperature.

L+L

+

+L

300

400

500

600

700T(C) CuAl2

A

Precipitation HardeningPrecipitation Hardening Particles impede dislocation motion. Ex: Al-Cu system Procedure:

-- Pt B: quench to room temp.(retain solid solution)

-- Pt C: reheat to nucleate

-- Pt A: solution heat treat(get solid solution)

C

0 10 20 30 40 50wt% Cu

300(Al)

composition range available for precipitation hardening

-- Pt C: reheat to nucleatesmall particles within phase.

Temp.

Time

Pt A (solution heat treat)

B

Pt B

Pt C (precipitate )

At room temperature the stable state of an aluminum-copper alloy is an aluminum-rich solid solution () and an intermetallic phase with a tetragonal crystal structure having nominal composition CuAl2 ().

Precipitation Heat Treatment the 2nd stage

PPT behavior is represented in the diagram:

With increasing time, the hardness increases, reaching a maximum (peak), then decreasing in strength.

The reduction in strength and hardness after long periods is overaging (continued particle growth). Small solute-enriched regions in a

solid solution where the lattice is identical or somewhat perturbed from that of the solid solution are called Guinier-Preston zones.

Hard precipitates are difficult to shear.

Ex: Ceramics in metals (SiC in Iron or Aluminum).

Large shear stress needed

to move dislocation toward precipitate and shear it.

Side View

precipitate

PRECIPITATION STRENGTHENINGPRECIPITATION STRENGTHENING

24

Top View

Slipped part of slip plane

Unslipped part of slip plane

S

Dislocation advances but

precipitates act as pinning sites with spacing S.

Result:

y ~1S

Several stages in the formation of the equilibrium PPT () phase. (a)supersaturated solid solution; (b)transition () PPT phase; (c)equilibrium phase within the matrix phase.

2014 Al Alloy: TS peak with precipitation time. Increasing T accelerates

process.

Influence of Precipitation Heat Treatment Influence of Precipitation Heat Treatment on Tensile Strength (TS), %ELon Tensile Strength (TS), %EL

%EL reaches minimumwith precipitation time.

precipitation heat treat time

t

e

n

s

i

l

e

s

t

r

e

n

g

t

h

(

M

P

a

)

200

300

400

100 1min 1h 1day 1mo 1yr

204C149C

%

E

L

(

2

i

n

s

a

m

p

l

e

)

10

20

30

0 1min 1h 1day 1mo 1yr

204C 149C

precipitation heat treat time

Effects of Temperature

Characteristics of a 2014 aluminum alloy (0.9 wt% Si, 4.4 wt% Cu, 0.8 wt% Mn, 0.5 wt% Mg) at 4 different aging Mg) at 4 different aging temperatures.

Aluminum rivetsAluminum rivets

Alloys that experience significant precipitation hardening at room temp and after short periods must be quenched to and stored under refrigerated conditions.

Several aluminum alloys that are used for rivets exhibit this behavior. They are driven while still soft, then allowed to age harden at the normal room temperature.

Peritectic SolidificationPeritectic Solidification

Peritectic Reaction All three phase in contact (, and liquid)

Peritectic Transformation Liquid and are separated by B phase Liquid and are separated by B phase

l

Reaction

l

Transformation

Growth of Growth of

Diffusional Growth

Mass Balance at interface

D dCdx

=

= V C dx x= 0

2 interfaces/ and /l

DdCdx

x= x

=

dxdt

C C[ ]

DdCdx

x= x l

=

dxldt

Cl Cl [ ]

C C Cl Cl

Stainless SteelsStainless SteelsPeritectic/Eutectic TransformationPeritectic/Eutectic Transformation

5 Modes ofSolidification

AC -AcicularNet -NetworkVm- VermicularD - DendriticD - DendriticID - Interdendritic

Phase Selection in Stainless Phase Selection in Stainless SteelsSteels

Slab Production: StainlessSlab Production: Stainless

aula 02 metalfisica eutetico+peritetico (2)

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