diferenças entre líquidos e sólidos - udesc - cct · modelo de crescimento característico de...
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Diferenças entre Líquidos e Sólidos
LÍQUIDOS
Átomos apresentam alta energia cinética
Ordem de curto alcance
SÓLIDOS
Átomos podem vibrar apenas em torno de uma posição fixa
Arranjados numa ordem de longo alcance
Fundamentos da Solidificação de Metais e Ligas
SOLIDIFICAÇÃO
Objetivo: fixar os átomos que se movimentam violentamente e arranjá-los numa ordem de longo alcance
Retirada de Energia Térmica
(Resfriamento )
Metalurgia FísicaProf. Dr. Guilherme Verran
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• A transformação Líquido-Sólido por que passa o metal é de natureza ativa e dinâmica ⇒ ocorrem diversos eventos que devem ser devidamente controlados de modo a não comprometerem o desempenho final do produto.
SOLIDIFICAÇÃO
⇓
Ocorrência de Heterogeneidades
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Heterogeneidades que podem ocorrer durante a solidificação de metais ou ligas
• Físicas :
• Químicas :
• Estruturais :
• Porosidades
• Rechupes
• Trincas de Contração
• Segregações de Impurezas ou Elementos de Liga (escalas micro ou macroscópica).
Dos Grãos ou Cristais .
• Tipos
• Distribuição
• Tamanho
• Natureza
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HeterogeneidadesFisicas
Defeitos Fisicos
DESCONTINUIDADES AO LONGO DO MATERIAL .
• Porosidades
• Rechupes
• Trincas de Solidificação
Contração na Solidificação
Modelo de Solidificação Projeto
Gases Dissolvidos no Metal Liquido
Disciplina: FundiçãoProfessor: Guilherme O. Verran
Fundamentos da Solidificação dos Metais
HeterogeneidadeQuímica
Disciplina: FundiçãoProfessor: Guilherme O. Verran
Segregações
Formação de gradientes no percentual de um elemento de liga
(soluto) na matriz do metal base (solvente) devido a ocorrência de
redistribuição de soluto durante a solidificação de ligas
monofásicas.
Fundamentos da Solidificação dos Metais
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Propriedades físicas de ligas relevantes no estudo da solidificação
A auto difusão e a difusão de elementos de liga e impurezas são muito mais lentas na fase sólida
do que na fase líquida tanto para o Fe como para o Al
Disciplina: FundiçãoProfessor: Guilherme O. Verran
Grandes consequências na distribuição de soluto na fase sólida durante a solidificação
Heterogeneidades Químicas
SEGREGAÇÃO
Fundamentos da Solidificação dos Metais
Nucleação
Surgimento da fase sólida de forma estável no seio da fase líquida, sob a forma de pequenos núcleos cristalinos.
Crescimento
Modo pelo qual estes núcleos crescem sob a forma de cristais ou grãos cristalinos.
Como todas as transformações de fase, a solidificaçãose processa em duas etapas sucessivas de Nucleaçãoe Crescimento de uma nova fase em meio à anterior.
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• Ocorre sem a interferência ou contribuição energética de elementos ou agentes estranhos ao sistema metal líquido-metal sólido.
Nucleação Homogênea
• Formação do Núcleo é devida à ocorrência do Superesfriamento Térmico.
Superesfriamento Térmico ⇒
Condição essencial para que os embriões da fase sólida possam sobreviver na forma de núcleos estáveis .
Fase Líquida Superesfriada Térmicamente
Fase Sólida apresenta Maior Estabilidade Termodinâmica, pois possui um valor de Energia Livre (G) menor que a fase líquida.
⇒
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CURVAS DE RESFRIAMENTO
Curva de resfriamento para um Metal Puro mostrando a ocorrência de superesfriamento
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CURVA DE RESFRIAMENTO - REGISTRO TÉRMICO DA SOLIDIFI CAÇÃO
tempoTempo de Solidificação
Tem
pera
tura
(0 C
)
∆T
L L + S
S
Temperatura de Vazamento - T v
Temperatura de Nucleação - T N
Temperatura de Solidificação - T S
∆T = TS – TN Superesfriamento Térmico
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Metalurgia FísicaProf. Dr. Guilherme Verran Nucleação da fase sólida
CURVAS DE RESFRIAMENTO
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Metalurgia FísicaProf. Dr. Guilherme Verran Nucleação da fase sólida
CURVAS DE RESFRIAMENTO
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Curvas de resfriamento para ligas hipoeutética (2) e eutética (1)
Nucleação da fase sólida
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∆∆
G r LT
Tvol ff
=−4
3013π ( )
Variação de Energia Livre associada com o Volume da fase sólida em nucleação.
Condição termodinamicamente favorável .
NUCLEAÇÃO DO SÓLIDO
∆G rsup ( )= 4 022π γ Variação de Energia Livre associada com a formação de uma Superfície Sólido-Líquido.
Condição termodinamicamente desfavorável.
∆∆
G r LT
Trtotal f
f
= − +43
4 033 2π π γ ( )
Somando-se (01) e (02):
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Quando ∆Gtotal < 0 ⇒ o Núcleo cresce espontaneamente⇒ o Embrião atingiu o Raio Crítico e se transformou em Núcleopassando a apresentar um crescimento espontâneo.
∆G ∆Gsup
∆Gvol
∆Gtotal
RaioRc
Rc = Raio Crítico
Núcleo = Embrião que atingiu o R c
⇓
Tornou-se termodinamicamente
estável ( ∆G < 0)
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• Caracteriza-se pela interferência de agentes estranhos ao sistema denominados SUBSTRATOS (energia superficial participa do jogo energético d a sobrevivência do embrião na forma de núcleo estável).
Nucleação Heterogênea
⇓
Condição mais favorável para a nucleação
O EMBRIÃO surge na superfície do substrato sob a forma de uma CALOTA ESFÉRICA , aproveitando a energia de superfície ali disponível.
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Formação de um núcleo heterogêneo sobre o substrato,mostrando o ângulo de molhamento e as tensõessuperficiais envolvidas.
Nucleação Heterogênea
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Nucleação Heterogênea
Casos-limite de molhamento entre o embrião e o substrato na nucleação heterogênea.
Nucleação Homogênea
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Aplicação Prática da Teoria da Nucleação Heterogêne a
INOCULAÇÃO E REFINO DE GRÃO
Adição ou Inoculação de substratos heterogêneoscom alta potência de nucleação (sob a forma de partículasfinamente divididas).
Os INOCULANTES (REFINADORES) são distribuídos uniformemente no seio do metal líquido por meio de um veículo volátil a eles previamente adicionado
Cada partícula do NUCLEANTE atua como umSUBSTRATO LOCALIZADO para a nucleação heterogênea dafase sólida, devido ao fato de apresentar um alto índice demolhamento pelo metal líquido.
Metalurgia FísicaProf. Dr. Guilherme Verran Nucleação da fase sólida
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Crescimento da Fase Sólida
Após a formação do núcleo, o mesmo tende a crescer com resultado da deposição de átomos que migram do líqu ido para o sólido.
Mecanismos de Crescimento
• Crescimento com Interface Lisa (Facetada) ou Solidificação Progressiva
• Crescimento com Interface Difusa ou Solidificação Extensiva
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Interface Plana
Interface Celular
Interface Dendrítica
Nucleação Independente
Diferentes Tipos de Interfaces de Solidificação
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Durante o resfriamento de muitos metais(e ligas) os cristais nucleados crescem preferencialmente em certas direções fazendo com que cada cristal em crescimento assuma uma forma distinta conhecida como “Dendrita”
Em cristais cúbicos os eixos prefenciais de crescimento estão nas direções (100)
Diagrama esquemático mostrando 3 dendritas
interconectadas
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Líquido
Sólido
Crescimento com Interface Lisa ou Solidificação Progressiva
A Interface cresce segundo um Plano Atômico bem definido que separa as Fases Sólido (ordenada atomicamente) e Líquido (desordenada atomicamente), caracterizado por uma variação abrupta e nítida
Típico de Metais Puros ou Ligas Eutéticas.
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Crescimento com Interface Difusa ou Solidificação Extensiva
Metal Semi-Sólido
Metal Líquido
Metal Sólido
A Interface de Crescimento não apresenta uma separação bem definida entre as Fases Sólido e Líquido ocorrendo a formação de uma região intermediária formada pela mistura de fases sólida e líquida (metal semi-sólido).
Modelo de Crescimento característico de Ligas que solidificam sob um intervalo de temperaturas
( ∆T = TL – TS ⇒ Intervalo de Solidificação)
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Solidificação de Ligas Monofásicas
Redistribuição de Soluto na Solidificação de Ligas
Nas ligas Monofásicas o Soluto é redistribuído durante a solidificação como conseqüência das diferenças de solubilidade no sólido e no líquido.
As variações das condições de crescimento acarretam variações na forma com que o soluto é redistribuído entre as fases sólida e líquida.
⇓
Ocorrência de variações nas estruturas dos sólidos formados.
1 . Introdução
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2 . Alguns Conceitos Fundamentais
Velocidade de Crescimento: R (cm/s)
• Medida da taxa de avanço da interface s/l (Is/l)
Gradiente de Temperatura: G ( 0C/cm )
• Gradiente de temperatura no líquido a partir da Is/l.
• G + ⇒ T aumenta da Is/l para o interior do líquido.
Difusividade: D
• Determina a taxa na qual os átomos podem se mover no líquido.
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Coeficiente de Distribuição no Equilíbrio: K0
K 0 = CS ÷ CL
CS = concentração de soluto no sólido na temperatura T
CL= concentração de soluto no líquido na temperatura T
K 0 < 1 ⇒ o efeito do soluto é baixar TL
Solidificação em Equilíbrio
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Sólido Líquido
Interface S/L
Vista esquemática da Seção de um Lingote ou Peça
parcialmente solidificado
Cadinho
Lingote
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C0 / K0
LíquidoC0
C0.K0
T1
Sólido
C0 / K0
C0
C0.K0
T4
LíquidoC0 / K0
C0
C0.K0
T2Sólido
Líquido C0 / K0
C0
C0.K0
T3Sólido
Distância
Solidificação em Equilíbrio
Liquidus
C0.K0
Solidus
Composição
Líquido
Sólido
C0
Tem
pera
tura
C0 / K0
T1
T2
T3
T4
K 0 < 1
Seqüência de eventos durante a solidificação de uma liga com composição C0 (para K0 < 1)
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Solidificação em Não Equilíbrio
a) Redistribuição de Soluto no Líquido apenas por Difusão
Condições de Contorno:
X = 0 → C = C0 / K0
X = ∞ → C = C0
1a Lei de Fick :
Fluxo de Difusão = - D (dC/dx)
Equação Diferencial:
C = A + B . exp (- Rx / Dl)
Concentração de soluto no líquido a uma distância x da IS/L
C = C0 [1+ (1- K0 / K0) exp (- Rx / Dl)
C0
Líquido
C0 / K0
x
Interface S/L no tempo T
Acúmulo de soluto
Distância
C0
Sólido
Com
posi
ção
Perfil de soluto a partir da IS/L (em regime permanente) com Redistribução de Soluto apenas por Difusão.
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Solidificação em Não Equilíbrio
a) Redistribuição de Soluto no Líquido apenas por Difusão
C0C0
LíquidoSólido
C0 / K0
Zona Enriquecida com Soluto
C = C0 [1+ (1- K0 / K0) exp (- Rx / Dl)
C0C0Líquido
Sólido
C0 / K0
Zona Esgotada de Soluto
C = C0 [1+ (1- K0 / K0) exp (- Rx / Dl)
K0 < 1
K0 > 1
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Solidificação em Não Equilíbrio
a) Redistribuição de Soluto no Líquido apenas por Difusão
Fração Solidificada
Com
posi
ção
0 1
K 0 > 1A
B
Transiente Inicial
Com
posi
ção
Fração Solidificada0 1
K 0 < 1
A
B
Transiente Inicial
Transiente Final
Transiente Final
Perfil “Distância x Concentração”de uma barra solidificada sob
condições tais que o transporte de soluto no líquido é apenas por
difusão.
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Com
posi
ção
Fração Solidificada0 1
C0K0
C0K0
C0
(a)
(b)
(c)(d)
Distribuição de soluto em uma barra solidificada a partir de um líquido de concentração inicial C0 com K0 < 1.
(a) Equilíbrio
(b) Redistribuição só por Difusão.
(c) Redistribuição por Mistura Parcial
(d) Redistribuição por Mistura Total
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Metalurgia FísicaProf. Dr. Guilherme Verran Metais Puros
Formação de uma protuberância instávelque funde devido à temperatura local da
extremidade ser maior que a temperatura de fusão.
Interface ≈ TF
Sólido Líquido
GS > 0 GL < 0
T local < TF
Formação e estabilização de uma protuberância na interface, quando ela se projeta para uma regiãoem que a temperatura localda extremidade está abaixo
da temperatura de fusão
Interface ≈ TF
Sólido Líquido
GS > 0
GL > 0
T local > TF
Distância
Tem
per
atu
ra
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Ligas Monofásicas
⇓
Redistribuição de Soluto
Ocorrência de Super-resfriamento Constitucional
⇓
⇓
Redução na temperatura em virtude de diferentes composições de soluto
Distância a Frente da Interface
Tem
per
atu
ra
Gradiente Térmico Imposto
G1G2
Zona Superesfriada Constitucionalmente
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Condição para Não Ocorrência de Super-resfriamento Constitucional
(G/R) m. Co . (1 – Ko)DL Ko
≥
Parâmetros de Crescimento
Parâmetros do Sistema
Dependem das condições impostas
Dependem da liga (Diagrama de Equilíbrio)
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Condições que favorecem o Super-resfriamento Constitucional
(1) Baixo G
(2) Altas R
(3) Linhas Liquidus Abruptas
(4) Altos percentuais de elementos de liga (solutos)
(5) Baixa difusividade térmica no líquido.
(6) Ko muito pequeno para Ko < 1
(7) Ko muito grande para Ko >1
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Variações Estruturais associadas com o Super-resfriamento Constitucional
(a) Sem Superesfriamento Constitucional ⇓ Interface Plana
(b) Com Superesfriamento Constitucional⇓
Formação de Protuberâncias na Interface
(c) Aumentando o Superesfriamento Constitucional
- Células Alongadas
- Células Interrompidas
- Dendritas Celulares
- Dendritas Livres
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Influência do Super-resfriamento Constitucional sobre a morfologia da interface S/L e no modo de solidificação
a) Sem Superesfriamento Constitucional
b) Com Superesfriamento Constitucional
Direção de Crescimento
Aumento do Superesfriamento Constitucional
Interface Plana Interface Celular Crescimento Dendrítico
Nucleação Independente
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a) Sem Superesfriamento
constitucional
Treal
Tlíquidus Interface Plana
b) Com Superesfriamento
Constitucional
Aum
ento
do
Sup
eres
friam
ento
Con
stitu
cion
al
Treal
Tlíquidus
Treal
Treal
Tlíquidus
Células Alongadas
Treal
Tlíquidus
Células Interrompidas
Células Dendríticas
Dendritas Livres
Comportamento da IS/L durante a solidificação unidirecional para vários gradientes térmicos
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Influência da Velocidade de Resfriamento e do Gradiente Térmico sobre a morfologia da interface S/Le no Modo de solidificação
Velocidade de Resfriamento
Gra
dien
te d
e Te
mpe
ratu
ra
Planar
Celular
Dendrítica
Nucleação Independente
Crescimento com interface Lisa
Crescimento com interface Difusa
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. MACROESTRUTURAS DE SOLIDIFICAÇÃO
Diferentes macroestrutura em um lingote bruto de fusão
. MACROESTRUTURAS DE SOLIDIFICAÇÃO
• Zona Coquilhada (Chill)
Camada periférica composta de pequenosgrãos com orientação cristalográficaaleatória.
⇒
• Zona Colunar ⇒
Formada por grãos alongados que se alinham paralelamente à máxima extração de calor. Os grãos se formam por crescimento seletivo e preferencial
• Zona Equiaxial Central ⇒
Formada por grãos equiaxiaispequenos ou grandes com orientaçãocristalográfica aleatória.
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MACROESTRUTURAS DE SOLIDIFICAÇÃO EM UM LINGOTE
Representação esquemática dos três tipos de estruturas “brutas de fusão” normalmente existentes nos lingotes:� Zona Coquilhada: é formada por
pequenos grãos equiaxiais de orientação cristalográfica aleatória
junto a interface metal-molde.� Zona Colunar: formada por grãos
alongados e finos que se alinham paralelamente a direção do fluxo de
calor.� Zona EquiaxialCentral: formada por grãos equiaxiais de orientação
cristalográfica aleatória.
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Possíveis variações na macroestrutura de um lingote. (a) Ausência da Zona Equiaxial Central (b) Presença das três
Zonas (c) Ausência das Zonas Coquilhada e Colunar.
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Mecanismos de Formação
Zona Coquilhada� Os cristais desenvolvem-se por
nucleação e crescimento.
(Nucleação copiosa)
Representação da Zona Coquilhada.
Distribuição esquemática da temperatura do líquido no instante anterior à
nucleação.
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Zona Colunar
�Solidificação Progressiva Exógena.
Inversão da temperatura durante a solidificação.
Distribuição esquemática da temperatura do líquido logo após a nucleação da zona coquilhada.
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Mecanismos de Formação
Crescimento seletivo e preferencial pode resultar da fase de solidificação dendrítica, c/ a eliminação dos cristais orientados menos favoravelmente. O
movimento de contornos de grão também favorece este fenômeno.
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Zona ColunarMecanismos de Formação
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� Em Metais Puros:
0>∇Tr
0<∇Tr
� Ocorre Super-resfriamento Térmico: A solidificação dendrítica é limitada.
� Ls remove a inversão de temperatura, e assim, o crescimento prossegue pelo avanço da interface estável.
� A Zona Central Equiaxial não é encontrada em lingotes de Metais Puros �
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Mecanismos de Formação
� Em Ligas:
� Pode ocorrer também o Super-resfriamento Constitucional: A solidificação dendrítica é favorecida, com um correspondente desenvolvimento acentuado de orientação preferencial.
� Um importante resultado do super-resfriamento constitucional é o desenvolvimento da Zona Equiaxial Central.
Super-resfriamento Constitucional.
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Mecanismos de Formação
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Variação esquemática do comprimento relativo da zona colunar em função do teor de soluto.
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Influência dos Parâmetros de Solidificação sobre as Estruturas: Teor de Soluto
Variação esquemática do comprimento relativo da zona colunar em função da temperatura de vazamento.
Influência dos Parâmetros de Solidificação sobre as Estruturas:Temperatura de Vazamento
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Solidificação Polifásica Eutéticos
Condição Essencial para formação de Eutéticos:
• As solubilidades devem ser limitadas, ou seja, cada espécie de átomo deve ter uma forte preferência por sua própria estrutura cristalina.
⇒
Morfologia: sempre duas fases
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Microestruturas de Eutéticos
Característica Comum: sempre podem serobservadas duas fases distintas.
Classificação das Estruturas Eutéticas:
• Lamelar
• Tipo Bastonetes ou Agulhas
• Descontínuo
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Fibrous eutectic microstructure with a small volume fraction of one phase (molybdenum fibers in NiAl matrix). Transverse section of a directionally solidified sample. As-polished.
Lamellar eutectic microstructure (Al-Al2Cu) with approximately equal volume fractions of the phases. Transverse section of a directionally solidified sample. As-polished.
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Aula 12: Solidificação de Eutéticos
Microstructure of a gray cast iron showing flake graphite. Transverse section etched with nital.
Graphite in spheroidal cast iron, which results from the divorced growth of the phases. Etched with nital. 130×.
In this case, there is no cooperative eutecticlike growth of both phases; instead, there is separate growth of spheroidal graphite particles as aprimary phase (at least during the initial stages), together with austenite dendrites.
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Aula 12: Solidificação de Eutéticos
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Irregular "Chinese script" eutectic consisting of faceted Mg2Sn phase (dark) in a magnesium matrix. Etched with glycol. 250×.
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Aula 12: Solidificação de Eutéticos
Eutéticos Lamelares: ambas as fases são lamelares
• Os eutéticos lamelares com uma estrutura muito regular são obtidos quando os metais usados são suficientemente puros.
• A presença de outras estruturas devem-se a degenerações causadas pela presença de impurezas.
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Eutéticos Lamelares Ex. : Sistema Pb-Sn
Se o Pb e o Sn forem da alta pureza ⇒ estrutura lamelar extremamente regular (lamelas retas e de espessuras uniformes)
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Micrografia de uma liga Pb-Sn com composição eutética, formada
por lamelas de solução sólida αrica em Pb (escuras)e lamelas de solução sólida β rica em
Sn (claras),
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• As orientações dos 02 componentes, muitas vezes têm um relacionamento cristalográfico simples com cada outro
Região Lamelar do Eutético
Onde as lamelas são retas e paralelas
⇒
• Cada componente tem umaorientação aproximadamente constante
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Modelo de difusão transversal para Eutéticos Lamelares
Fase rica em B
Fase rica em B
Fase rica em A
Fase rica em A
B
B
Líquido Rico em B
Líquido Rico em A
A
A
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Origem : presença de impurezas
Crescimento de Eutéticos Tipo Bastonetes ou Agulhas
Estrutura em Bastonetes : requer um soluto que tenha um coeficiente de distribuição que difere uma unidade para ambas as fases.
Estrutura Tipo Agulhas: quando as impurezas apresentam coeficientes de distribuiçãosuficientemente diferentes para as duas fases sólidas.
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Crescimento de Eutéticos tipo Bastonetes
• As lamelas desta segunda fase se dispersem em células muito pequenasseparadas pela primeira fase.
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• Quando os dois coeficientes de distribuição são muito diferentes
• As lamelas de uma fase devem crescer preferencialmentecom relação às lamelas da outra fase
Mecanismo de crescimento de Eutéticos Tipo Bastonetes
Fase de crescimentopreferencial
2a Fase
Líquido
t = 1 t = 2 t = 3
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Crescimento de Eutéticos Descontínuos
Eutético Descontínuo: é aquele no qual uma das fases deve renuclear repetidamente devido ao término do crescimento dos cristais desta fase.
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Eutético Al-Si
Agulhas de Si em Matriz de solução
sólida
• Nucleiamcom orientações ao acasoe por isto crescemem direções orientadas desordenadamente com relação à interface de crescimento.
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• A descontinuidade do eutético é resultado de uma morfologia muito especial dos cristais da fase descontínua
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Mecanismo de Crescimento de Eutéticos Descontínuos
Interface na posição 1
Interface na posição 2
DA
B
C
Existência de uma grande
ANISOTROPIA nas características de crescimento de
uma das fase
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Eutéticos de grande interesse prático em metalurgia:
• Sistema Fe-Grafita
Crescimento Normal ⇒
Grafita em Lamelas interconectadas numa matriz de austenita (Feγ)
No resfriamento: Feγ → Perlita (decomposição eutetóide)
Estrutura Resultante: Lamelas de grafita em matriz perlítica
⇓
Ferro Fundido CinzentoMaterial muito
frágil⇒
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• Sistema Fe-Grafita
Adição de Mg (ou Ce)Grafita cresce de forma esferoidal
Ferro Fundido Nodular ⇒
⇒
Material muito dúctil e resistente
Adição de menores quantidades de Mg
⇒Grafita cresce de forma compacta
Ferro Fundido Vermicular ⇒
Propriedades intermediárias entre cinzento e nodular
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Eutéticos de grande interesse prático em metalurgia:
• Sistema Al-Si
Si cresce na forma de agulhas numa matriz de Al α ⇒
Baixas propriedades mecânicas
Modificação do eutético Al-Si: ⇒ Adição de Na , St ou Sb
⇓
Crescimento com superesfriamento crescente e formação de partículas menores e irregulares
⇒ Melhores propriedades mecânicas
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Fundição e Solidificação de Ferros Fundidos
Sistema Estável ⇒Formação de
austenita + grafita ⇒Ferro
Fundido Cinzento
Sistema Metaestável ⇒ Formação de
austenita + Fe3C⇒
Ferro Fundido Branco
Fatores que influem no Equilíbrio
Velocidade de Resfriamento
Elementos de Liga
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Diagrama Duplo Fe-C para Ferros Fundidos
Carbono Equivalente (%)
Tem
pera
tura
(0 C)
1100
1140
1180
1220
1260
1300
3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 4,2 4,4
L
L + Feγ
L + Grafita
L + Fe3CTemperatura abaixo da qual pode
solidificar o eutético Austenita-Cementita
Temperatura abaixo da qual pode solidificar o eutético Austenita-Grafita
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Influência dos Elementos de Liga
Si ⇒Aumenta diferença entre temperaturas de equilíbrio Estável e Metaestável
⇒ Grafitizante
⇓
Favorece a formação de Ferro Fundido Cinzento
Cr ⇒
Diminui diferença entre temperaturas de equilíbrio Estável e Metaestável
⇒
Estabilizador de Carbonetos
⇓Favorece a formação de Ferro Fundido Branco
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Influência do 3 elemento na solubilidade do C no ferro líquido, % molar
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Temperatura abaixo da qual pode
solidificar o eutético Austenita-Grafita
% de Silício
Temperatura abaixo da qual pode
solidificar o eutético Austenita-Cementita
Si ⇒Aumenta diferença entre temperaturas de equilíbrio Estável e Metaestável
Grafitizante
Favorece a formação de Ferro Fundido Cinzento
Tem
pera
tura
(0 C)
1120
1140
1160
0,5 1,0 1,5 2,0 2,5
⇓
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Cr ⇒
Diminui diferença entre temperaturas de equilíbrio Estável e Metaestável
Estabilizador de Carbonetos
⇓
Favorece a formação de Ferro Fundido Branco
Tem
pera
tura
(0 C)
% de Cromo
0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0,8 0,9 1,0 1,1 1,2
1100
1120
1140
1160 Temperatura abaixo da qual pode
solidificar o eutético Austenita-Grafita
Temperatura abaixo da qual pode
solidificar o eutético Austenita-Cementita
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40
Influência da Velocidade de Resfriamento
Curvas de Resfriamento
⇒ Indicam :
Temperaturas de Transformação Eutética
Velocidade de Resfriamento
Resfriamento Rápido
⇒
Solidificação de acordo com o Equilíbrio Metaestável
⇒Formação de Ferro Fundido Brando (Coquilhamento)
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Curvas de Resfriamento esquemáticas para Ferros Fundidos Comuns
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Temperatura abaixo da qual pode solidificar o
eutético Austenita-Grafita
Temperatura abaixo da qual pode solidificar o eutético
Austenita-Cementita
1 - Ferro Fundido Cinzento
2 - Ferro Fundido Mesclado
3 - Ferro Fundido Branco
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Ferro Fundido Cinzento – Tipos de grafita
Fonte: http://pessoal.utfpr.edu.br/pintaude/arquivos/ME62H_FerroFundido.pdf
Solidificação de ferros fundidosMetalurgia FísicaProf. Dr. Guilherme Verran
Diagramas de Equilíbrio Importantes
Al – Si
Al – Cu
Reação eutética ⇒ excelente fluidez e baixa contração na solidificação
Alta solubilidade sólida ⇒ maior resistência através de tratamentos térmicos
Al – Mg
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Ligas de fundição mais
utilizadas
Ponto EutéticoSi 12,6 %T = 5770C
Diagrama Al-Si
L
α
α + L
Al Si
α + ββ
L + β660
1430
T (oC)
577
12,6
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L
α+L
α
Al →%Cu
5,65Cu 33Cu
α + CuAl2
T (0C)
5480C
6600C
Diagrama Al-Cu
Maior região de solubilidade sólida
Ligas aceitam tratamento de solubilização
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Al5Si (B443.0-F)
Fundida em Coquilha
Al5Si (C443.0-F)
Fundida Sob Pressão
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Velocidade de Resfriamento
Tamanho das Dendritas Celulares
Areia Coquilha Sob Pressão
σesc = 55 Mpaσmax = 130 MpaAlong. = 8 %
σesc = 60 Mpaσmax = 160 MpaAlong. = 10 %
σesc = 110 Mpaσmax= 230MpaAlong. = 9 %
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Modificação de Ligas Al-Si
• Tratamento que usa Agentes Modificadores (Nucleante s) como Na – Sb – Sr que favorecem a solidificação do Si na forma de partículas arredondadas e finamente disper sas na Matriz de Al α• A composição eutética normal do sistema Al-Si corresponde a 12,6% Si a a temperatura de 577 0C o Na e os outros agentes modificadores tendem a deslocar composição e a temperatura de equilíbrio eutético d e modo a permitir que se consiga fundir ligas hiper eutéti cas mantendo-se as características de fundição inerente s às ligas eutéticas ou tornar ligas eutéticas ligeiram ente hipoeutéticas
Principal Consequência ⇒ Aumento da Resistência e da Dutilidade nas ligas Al-Si fundidas.
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Eutético Normal
12,6% Si T = 5770C
Eutético Modificado14,2% Si T = 5620C
660
T (oC)
Si
L
α
α + L
Al
α + Si Si
L + Si
1430
12,6 14,2
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Mecanismos de Endurecimento/Aumento de Resistência em Ligas de Al
Ligas de Conformação ou Trabalháveis
Encruamento
Tratamentos Térmicos
Solubilização
Precipitação (Envelhecimento)
Tratamentos Termo-Mecânico
Conformação à Frio
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Mecanismos de Endurecimento/Aumento de Resistência em Ligas de Al
Ligas de Fundição
Tratamentos Térmicos
Solubilização
Precipitação (Envelhecimento)
Tratamentos do Banho
Refino de Grão
Modificação do Si
Refino da Matriz (α)
Refinamento e coalescimento das partículas de Si
Coalescimento das partículas de Si
Formação de precipitados submicroscópicos (Zonas GP)
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F- Bruta de fusão (Investment Casting)rede interdendrítica de: • Silício Eutético (cinza escuro e sharp)
• Cu2Mg8Si6Al 5 (cinza claro, script)
• Fe2Si2Al 9 (cinza médio, blades)
• Mg2 Si (preto)
F- Modificada com adição de Al-10Sr ao banho (Investment Casting)
Microconstituintes são os mesmos, mas a partículas de Si eutético estão menos pontiagudas
T6 - Fundida em Coquilha , solubilizada e envelhecida.
Microconstituintes são os mesmos, mas a partículas de Si eutético ficaram mais coalescidas (arredondadas)
Liga 355 (Al5Si1,3Cu0,5Mg)
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Liga 356 (Al7Si0,3Mg)
F –Bruta de fusão em areia
Tamanho médio dos macrogrãos ≅ 5mm
Refinadacom adição de 0,05%Ti e 0,005% B
Tamanho médio dos macrogrãos ≅ 1mm
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Bruta de fusão (investment casting)
Rede de partículas de Si (cinzas escuro e angulares) em um eutético AlSi interdendrítico e partículas de Cu2Mg8Si6Al5 (cinza claro, script)
Bruta de fusão (investment casting) região solidificada mais rapidamente (colocação de um resfriador )
Constituintes são os mesmos, mas as
dendritas celulares de α são menores e as partículas do Si eutético são menores e menos angulares.
Liga 354 (Al9Si1,8Cu0,5Mg)
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Bruta de Fusão em Areia -Rede de partículas de Si e eutético AlSi interdendrítico
Solubilizada a 5400C, 12h e resfriada em água Coalescimento das partículas de Si
Modificada pela adição de Na (0,025%) Partículas de Si eutético menores e menos angulares
Liga 356 (Al7Si0,3Mg)
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Modificada pela adição de Na (0,025%) e Solubilizada Partículas de Si arredondadas e aglomeradas