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GRUPO DE ESTUDOS SOBRE FRATURA DE MATERIAIS DEMET/EM/UFOP DIFUSÃO NO ESTADO SÓLIDO ESTRUTURA DE MATERIAIS DIFUSÃO NO ESTADO SÓLIDO a) Introdução b) Processos termicamente ativados c) Difusão: definição e mecanismos d) Exemplos de processos que usam conceitos de difusão e) Equações de difusão f) Difusão estacionária: primeira equação de Fick g) O coeficiente de difusão: definição, efeito da temperatura, efeito da estrutura, difusão volumétrica e de curto circuito h) Efeito Kirkendall i) Equações de Darken j) Difusão não-estacionária: segunda equação de Fick, método de Grube, método de Matano k) Difusão intersticial, efeito Snoek, tempo de relaxação e pêndulo de torção POR QUE ESTUDAR: Difusão no Estado Sólido ? Com frequência, materiais de todos os tipos são submetidos a tratamentos térmicos para melhorar suas propriedades. Os fenômenos que ocorrem durante um tratamento térmico envolvem quase sempre difusão atômica. Geralmente deseja-se aumentar a taxa de difusão; ocasionalmente, no entanto, são tomadas medidas para reduzí-la. As temperaturas e os tempos de duração dos tratamentos térmicos e/ou as taxas de resfriamento podem ser estimados com frequência aplicando a matemática da difusão e constantes de difusão apropriadas. INTRODUÇÃO ESTRUTURA PROPRIEDADES OBJETIVOS DOAPRENDIZADO: Após estudar este Capítulo, você deverá ser capaz de fazer o seguinte: 1. Citar e descrever os dois mecanismos atômicos da difusão. 2. Distinguir entre a difusão em regime estacionário e a difusão em regime não estacionário. 3. Escrever a primeira e a segunda lei de Fick na forma de equações e definir todos os seus parâmetros. 4. Observar o tipo do processo de difusão para o qual cada uma dessas equações é normalmente aplicada. 5. Escrever a solução para a segunda lei de Fick para a difusão em um sólido semi-infinito quando a concentração do componente em difusão na superfície do sólido é mantida constante. Definir todos os parâmetros nessa equação. 6. Calcular o coeficiente de difusão para um dado material em uma temperatura específica, dadas as constantes de difusão apropriadas. Numerosos fenômenos em Ciência dos Materiais ocorrem mais rapidamente quando a temperatura é aumentada. Em muitos casos, a dependência da velocidade de reação ou transformação (V) segue uma equação do tipo Arrhenius (1859-1927): onde: V é a velocidade da reação ou transformação; c é uma constante pré-exponencial; Q é a energia de ativação; R é a constante dos gases e T é a temperatura absoluta. PROCESSOS TERMICAMENTE ATIVADOS A equação de Arrhenius é uma equação empírica, que descreve a velocidade de uma reação ou transformação em função da temperatura e da barreira de energia que se opõe à reação. A energia de ativação é a altura da barreira de energia que se opõe à ocorrência da reação ou transformação e deve ser vencida (nos processos termicamente ativados) por excitação térmica. A figura a seguir representa esquematicamente um processo termicamente ativado. Note que o estado 2 é mais estável que o estado 1, ou seja, o estado 2 tem energia mais baixa. Todavia, a passagem do estado 1 para o estado 2 exige que a barreira energética Q seja superada. A figura a seguir apresenta uma representação gráfica típica da equação de Arrhenius. Por meio da determinação da declividade da reta pode-se determinar a energia de ativação do processo. Quando uma reação ou transformação compreende uma sucessão de etapas, a etapa controladora é a etapa mais lenta. A difusão no estado sólido, tema deste Capítulo, é um exemplo típico de fenômeno termicamente ativado. (a) Representação esquemática de um processo termicamente ativado, como a difusão de um átomo na rede cristalina. Cada mínimo corresponde a uma posição de equilíbrio dos átomos da rede; o máximo é a posição entre os átomos que precisa ser afastada para que a difusão ocorra. (b) Apresentação da equação de Arrhenius em escalas convenientes para que a relação entre a ordenada e a abscissa seja linear. Desta forma, determina-se a energia de ativação da reação. Modelo mecânico qualitativo que ajuda na compreensão da mudança de energia envolvida. Uma caixa retangular está orientado em três posições de diferentes energias potenciais. Na posição (a) a caixa possui uma maior energia do que na posição (c). Se nada faz movimentar a caixa, ela vai permanecer na posição (a) indefinidamente. A posição (a) é então metaestável com relação à posição (c). Se agora a energia potencial da caixa for aumentada, posicionando-a na posição (b), esta posição será instável. O excesso de energia potencial da posição (b) sobre a posição (a) corresponde à energia de ativação da reação de (a) para (c). Em um processo de difusão atômica envolvendo fluxo de átomos por intermédio de lacunas, uma forma mais adequada para a equação de Arrhenius consiste na substituição da energia de ativação pela variação de energia livre de Gibbs para formar (f) lacunas e para movimentar (m) os átomos por essas lacunas: Difusão - transporte de massa por movimento atômico Mecanismos • Gases & Líquidos – movimento aleatório (Browniano) • Sólidos – difusão por lacunas ou difusão intersticial DIFUSÃO: DEFINIÇÃO E MECANISMOS DIFUSÃO Autodifusão Interdifusão DIFUSÃO Volumétrica De curto circuito DIFUSÃO Troca direta Troca cíclica Lacunar Intersticial Intersticial indireto Mecanismos de difusão em metais puros e soluções sólidas bastante improvável bastante improvável bastante improvável Os átomos de um metal puro não estão em repouso. Acima de 0 K, os átomos vibram em torno das suas posições de equilíbrio no reticulado e, além disto, poderiam trocar de posição entre si. Este último fenômeno é denominado autodifusão. Posição inicial de átomos Após um certo tempo A B C D A B C D Interdifusão: em uma liga, os átomos tendem a migrar de regiões de elevada concentração para regiões de baixa concentração. Inicialmente Após algum tempo Perfis de concentração Perfis de concentração O mecanismo de troca de lugar com lacunas parece ser o mais provável para explicar a movimentação atômica nas soluções sólidas substitucionais, conforme ilustra a figura abaixo. A taxa de difusão depende da concentração de lacunas e da energia de difusão. aumento do tempo No caso das soluções sólidas intersticiais, a passagem do átomo intersticial entre os átomos da rede é muito mais provável do que nos casos anteriores. Nós veremos posteriormente que a difusão de átomos intersticiais é muito mais rápida que a difusão de átomos substitucionais, para o mesmo metal base. O mecanismo de difusão intersticial é apresentado na figura abaixo. Posição do átomo intersticial antes da difusão Posição do átomo intersticial após a difusão É preciso ter uma energia elevada para fazer com que os átomos caminhem por outros átomos durante a difusão. Essa energia é a energia de ativação Q. Em geral, é preciso ter mais energia para átomos substitucionais do que para átomos intersticiais. Além dos mecanismos descritos, existe a possibilidade de difusão ao longo das descontinuidades cristalinas tais como: superfície externa do cristal, contornos de grãos e discordâncias. A contribuição destas descontinuidades para o processo global só é importante em algumas situações, uma vez que eles ocupam um volume relativamente pequeno do cristal. Representação esquemática da difusão na superfície externa, ao longo dos contornos de grãos e no volume (no interior dos grãos). Adolf Eugen Fick (1829-1901), fisiologista alemão. As ciências médicas constantemente aplicam princípios desenvolvidos anteriormente nos campos da matemática, física e química. No entanto, o trabalho do médico alemão Adolf Fick na escola mecanística dafisiologia foi tão destacado que serviu como guia para as ciências físicas. Fick (1855) desenvolveu as equações que governam processos por difusão, inspirado pelas elegantes experiências sobre difusão em gases e de sal em água realizados por Thomas Graham (1833). Fick introduziu o conceito do coeficiente de difusão, e sugeriu uma resposta linear entre o gradiente de concentração e uma mistura de sal e água. Esta ideia está baseada em uma relação análoga entre escoamento de calor e gradiente de temperatura, desenvolvida anteriormente (1807) por Josef Fourier. Esses trabalhos pioneiros foram concentrados em fluidos, porque naquela época a difusão em sólidos era considerada impossível de ocorrer. Somente a partir de trabalhos realizados por William Chandler Roberts-Austen (1896) é que a difusão no estado sólido passou a ser considerada. A atomística da difusão no estado sólido teve um grande impulso com o nascimento da Física do Estado Sólido, por meio das experiências de Max von Laue. Contribuição igualmente relevante foi a percepção dos cientistas Jakov Frenkel e Walter Schottky que descontinuidades puntiformes desempenham um importante papel para as propriedades dos materiais cristalinos, notadamente para aquelas relacionadas com difusão. DIFUSÃO ATÔMICA Endurecimento superficial Proteção contra corrosão Transformação de fases Dopagem em semicondutores Prensagem e sinterização Produção de garrafas para bebidas Fluência EXEMPLOS DE PROCESSOS QUE USAM CONCEITOS DE DIFUSÃO Endurecimento superficial: --Difusão de átomos de carbono na superfície de uma matriz de aço. --Exemplo de difusão intersticial: engrenagem cementada. Resultado: a presença de átomos de carbono torna a superfície do aço mais dura, resistente ao desgaste e à fadiga. USIMINAS Hot dipped galvanneal: o ferro do substrato se difunde para o revestimento de zinco previamente criado, formando uma liga com Fe na faixa de 8- 12%, melhorando a soldabilidade do produto. Tr an sf or m aç ão de fa se s po r d ifu sã o. Dopagem de silício com fósforo para semicondutores do tipo n: Processo: 3. Resultado: regiões dopadas do semicondutor silicon 2. Aquecimento. 1. Deposição de camadas ricas em P na superfície. silicon Pré-deposição Difusão de redistribuição 4. Criação de trilhas entre os dispositivos magnified image of a computer chip 0.5 mm light regions: Si atoms light regions: Al atoms Valores de condutividade elétrica (temperatura ambiente) para os quatro metais mais condutores. Trilhas (interconectores) de alumínio: ü Obviamente, o material a ser empregado para as trilhas deve possuir uma condutividade elétrica elevada – um metal. ü Por outro lado, como o chip de CI ainda deve ser submetido a outros tratamentos térmicos, é necessário escolher um metal que possua um pequeno valor de D no silício, para evitar contaminação. Prensagem e sinterização: consolidação de pequenas partículas de pó em uma massa sólida, com redução do volume de poros entre elas. Pó metálico parcialmente sinterizado. As setas indicam a união estabelecida entre as partículas. A ocorrência de difusão nem sempre é vantajosa. Em algumas aplicações é preciso limitar a difusão de determinadas espécies químicas. Na produção de garrafas para bebidas gaseificadas, por exemplo, deve-se minimizar a difusão do CO2. Essa é uma das principais razões pelas quais utilizamos o tereftalato de polietileno (PET) para fazer garrafas plásticas, pois ele garante que as bebidas gaseificadas não percam o gás durante um período de tempo razoável. Pr od uç ão de ga rr af as pa ra be bi da s. Difusão e fluência: a degradação de materiais submetidos a carregamento mecânico em elevadas temperaturas ocorre por migração atômica. Deformação unicamente por difusão, gerando fluxo difusional. Escalagem de discordância, onde o plano-extra é absorvido por difusão e a discordância ultrapassa o obstáculo. Fratura por fluência causada por crescimento por difusão de vazios em contornos de grãos. EQUAÇÕES DE DIFUSÃO DIFUSÃO ESTACIONÁRIA PRIMEIRA EQUAÇÃO DE FICK O COEFICIENTE DE DIFUSÃO DIFUSÃO NÃO ESTACIONÁRIA EFEITO KIRKENDALL EQUAÇÕES DE DARKEN SEGUNDA EQUAÇÃO DE FICK EQUAÇÕES DE DIFUSÃO As equações de difusão • Como podemos quantificar a quantidade ou taxa de difusão? • Medida empírica: – Construa um filme fino (membrana) de conhecida área superficial – Imponha um gadiente de concentração – Meça a velocidade com que os átomos ou moléculas se difundem através da membrana J ≡ Fluxo ≡ moles (ou massa) difundidaáreasuperficial( ) tempo( ) = mol cm2s ou kg m2s dt dM A l At MJ == M = massa difundida tempo J µ inclinação Esquema da evolução da concentração CA em um par de difusão A-B em função do tempo. Os componentes A e B são totalmente miscíveis no estado sólido. Após um intervalo de tempo bem grande a composição torna-se uniforme: este tratamento corresponde a uma homogenização. Fluxo de átomos A que atravessam a interface do par de difusão A-B, em função do gradiente de concentração dCA/dx. Assim como a água flui da montanha para o mar a fim de minimizar sua energia potencial gravitacional, átomos e íons tendem a se difundir para eliminar as diferenças de concentração e produzir composições homogêneas e uniformes, ou seja, ocorre um processo de redução da energia do sistema, o que torna o material termodinamicamente mais estável. Estacionário X Transitório Difusão estacionária: o fluxo de matéria que se difunde através de uma unidade de área não se altera com o tempo. Exemplo: purificação de hidrogênio contido em um gás (composto por hidrogênio, nitrogênio, oxigênio e vapor de água) por meio de difusão do mesmo através de uma lâmina fina de paládio. A pressão de hidrogênio é mantida constante dos dois lados da lâmina, fazendo com que o fluxo difusional não se altere com o tempo. A massa de hidrogênio que entra na lâmina do lado de alta pressão é igual à massa que existe do lado de baixa pressão, de tal sorte que não existe nenhum acúmulo de hidrogênio na lâmina. Estacionário X Transitório Difusão não estacionária: o fluxo difusional e o gradiente de concentração em um ponto específico no interior de um sólido variam com o tempo, havendo um acúmulo ou esgotamento líquido do componente que está se difundindo. Exemplo: processo de enriquecimento de carbono na superfície do aço (cementação). O perfil de concentração de carbono varia com o tempo durante o processo de difusão. dx dCDJ -= Primeira lei de Fick da difusãoC1 C2 x C1 C2 x1 x2 D º coeficiente de difusão A taxa de difusão é independente do tempo Fluxo proporcional ao gradiente de concentração = dx dC 12 12linear se xx CC x C dx dC - - = D D @ DIFUSÃO ESTACIONÁRIA C1 = 0.44 g/cm3 Exemplo: Revestimento protetivo químico (CPC) • Methylene chloride is a common ingredient of paint removers. Besides being an irritant, it also may be absorbed through skin. When using this paint remover, protective gloves should be worn. • If butyl rubber gloves (0.04 cm thick) are used, what is the diffusive flux of methylene chloride through the glove? • Data: – diffusion coefficient in butyl rubber: D = 110x10-8 cm2/s – surface concentrations: C2 = 0.02 g/cm3 scm g 10 x 16.1 cm) 04.0( )g/cm 44.0g/cm 02.0(/s)cm 10 x 110( 2 5- 33 28- = - -=J Exemplo (cont.) 12 12- xx CCD dx dCDJ - - -@= D tb 6 2! = glove C1 C2 skinpaint remover x1 x2 • Solution – assuming linear conc. gradient D = 110x10-8 cm2/s C2= 0.02 g/cm3 C1 = 0.44 g/cm3 x2 – x1 = 0.04 cm Data: • Methylene chloride is a common ingredient of paint removers. Besides being an irritant, it also may be absorbed through skin. When using this paint remover, protective gloves should be worn. • If butyl rubber gloves (0.04 cm thick) are used, what is the breakthrough time (tb), i.e., how long could the gloves be used before methylene chloride reaches the hand? • Data (from Table) – diffusion coefficient in butyl rubber: D = 110x10-8 cm2/s Exemplo: Revestimento protetivo químico (CPC) Exemplo (cont). Time required for breakthrough ca. 4 min glove C1 C2 skinpaint remover x1 x2 • Solution – assuming linear conc. gradient D tb 6 2! = cm 0.04 12 =-= xx! D = 110x10-8 cm2/s min 4 s 240 /s)cm 10 x 110)(6( cm) 04.0( 28- 2 ===bt D = Do exp æ è ç ö ø - Qd k T = fator pre-exponencial [m2/s] = coeficiente de difusão [m2/s] = energia de ativação para a difusão [J/mol ou eV/átomo] = constante de Boltzmann [1,38 x 10-23 J átomo-1 K-1] = temperatura absoluta [K] D Do Qd k T O coeficiente de difusão ou difusividade D da maioria dos materiais obedece uma equação do tipo “Arrhenius”: Obs.: Esta equação também pode ser escrita substituindo k por R (constante dos gases). Neste caso, R = (NA) x (k) = 8,3145 x 10-3 kJ mol-1 K-1, onde NA é o número de Avogadro. O COEFICIENTE DE DIFUSÃO Lembrando que a equação do tipo Arrhenius é adequadamente descrita por intermédio da variação de energia livre de Gibbs, a dependência do coeficiente de difusão com a temperatura será melhor apresentada da seguinte forma: Do Qd D apresenta uma dependência exponencial comT Dintersticial >> Dsubstitucional C in a-Fe C in g-Fe Al in Al Fe in a-Fe Fe in g-Fe 1000K/T D (m2/s) C in a-Fe C in g-Fe Al in Al Fe in a-Fe Fe in g-Fe 0.5 1.0 1.5 10-20 10-14 10-8 T(°C)15 00 10 00 60 0 30 0 Gráfico de Arrhenius para a difusão de carbono e ferro no ferro, e alumínio no alumínio. D apresenta uma dependência exponencial comT Gráfico de Arrhenius para a difusão de vários elementos no chumbo. Mehrer (1990). Exemplo: At 300ºC the diffusion coefficient and activation energy for Cu in Si are D(300ºC) = 7.8 x 10-11 m2/s Qd = 41.5 kJ/mol What is the diffusion coefficient at 350ºC? ÷÷ ø ö çç è æ -=÷÷ ø ö çç è æ -= 1 01 2 02 1lnln and 1lnln TR QDD TR QDD dd ÷÷ ø ö çç è æ --==-\ 121 2 12 11lnlnln TTR Q D DDD d transform data D Temp = T ln D 1/T Exemplo (cont.) ú û ù ê ë é ÷ ø ö ç è æ - - = - K 573 1 K 623 1 K-J/mol 314.8 J/mol 500,41exp /s)m 10 x 8.7( 2112D ú û ù ê ë é ÷÷ ø ö çç è æ --= 12 12 11exp TTR QDD d T1 = 273 + 300 = 573K T2 = 273 + 350 = 623K D2 = 15.7 x 10-11 m2/s Próximo do ponto de fusão, a maioria dos metais com estrutura CFC ou HC apresenta coeficiente de autodifusão por volta de 10-8 cm2/s. A tabela a seguir apresenta coeficientes de autodifusão para alguns metais. De uma maneira geral, a difusão nas estruturas mais compactas como a CFC e a HC é mais lenta que a difusão nas estruturas menos compactas como a CCC. Além disto, a difusão de átomos intersticiais é muito mais rápida do que a difusão de átomos substitucionais. É interessante observar que em alguns metais não cúbicos, o coeficiente de difusão perpendicular ao eixo c (D⊥) é diferente do coeficiente de difusão paralelo ao eixo c (D//). Em outras palavras, em metais não cúbicos a difusividade não é isotrópica, conforme ilustra a tabela a seguir. Coeficientes de difusão de alguns sistemas. Anisotropia da difusividade em metais não cúbicos. Dados de difusão para solutos substitucionais e intersticiais no ferro e em ligas ferrosas. Equação do tipo Arrhenius: Relação de Sherby-Simnad: Ko = 14 (Fe-a) ou 17 (Fe-g) V: valência normal do Fe = +2 Dados de difusão volumétrica para elementos de liga no ferro. O coeficiente de difusão no reticulado, também denominado coeficiente de difusão no volume, é menor que o coeficiente de difusão ao longo de contornos de grãos, que por sua vez, é menor que o coeficiente de difusão na superfície externa do cristal. Este comportamento é apresentado na figura a seguir, para a difusão do tório no tungstênio. O fato da difusividade ao longo de descontinuidades cristalinas ser maior que a difusividade na rede é explicada em termos da maior disponibilidade de espaço para a movimentação atômica nas vizinhanças das descontinuidades. As energias de ativação para difusão no volume, nos contornos de grãos e na superfície externa estão geralmente na proporção 4:3:2 ou na proporção 4:2:1. Normalmente, a difusão ao longo de descontinuidades cristalinas só é significativa em situações em que a difusão no volume é muito lenta. Isto pode ocorrer em temperaturas mais baixas, quando a difusão no volume é desprezível. Coeficientes de difusão do tório no tungstênio. Comparação entre difusão volumétrica e difusão por contornos de grãos no ferro. Difusão em contorno de grãos; autorradiografia (50X); autodifusão de Fe55 em um aço inoxidável a 650oC. Após a difusão de um traçador radioativo, são preparadas amostras metalográficas em seções perpendiculares à difusão: as primeiras seções dão lugar a um enegrecimento uniforme, que corresponde à difusão volumétrica; seções mais profundas apresentam um enegrecimento limitado, indicando que a frente de difusão volumétrica não alcançou esta profundidade, mas os átomos traçadores alcançaram-na por difusão acelerada em contornos de grãos. Ilustração esquemática de caminhos de elevada difusividade (difusão de curto-circuito) em um sólido. A difusão volumétrica é caracterizada pelo seu comprimento de difusão √Dt. Observe franjas de difusão com maior penetração próximo da superfície livre e ao longo do contorno de grão e da discordância. Como originalmente concebido, o coeficiente de difusão da primeira lei de Fick independe da concentração a uma dada temperatura. Esta hipótese tem sido verificada apenas para uma solução composta por dois gases. Exemplo: mistura de gases oxigênio e hidrogênio (grande diferença de massa molecular – 16 para 1). A tabela indica que o coeficiente D muda menos de 5% quando a fração atômica muda de 0,25 para 0,75. Para massas moleculares mais próximas entre os gases, a variação de D com a concentração torna-se bem menor e mais difícil de ser detectada em soluções gasosas. Fração atômica c1/(c1+c2) Difusividade D 0,25 0,767 0,50 0,778 0,75 0,803 Em contraste com as soluções gasosas, a difusividade em soluções líquidas e sólidas é raramente constante. Um exemplo típico está mostrado na figura ao lado, para ligas Au-Ni, Au-Pd e Au- Pt. A variação de D com a composição é especialmente significativa no caso das soluções Au-Ni, onde uma mudança por um fator de cerca de 10 é verificada quando a composição varia de 20 a 80%. A variação verificada nas ligas Au-Pt é muito menor, mas ainda consideravelmente maior do que a dependência de D observada nos gases. Efeito do teor de carbono na difusividade do C no Fe-g a 1.200oC. Efeito do teor de importantes elementos de liga do aço na difusividade do C no Fe-g a 1.200oC. Na década de 1940, nos EUA, Ernest Kirkendall e co-autores realizaram uma experiência muito interessante. Eles prepararam um par de difusão conforme ilustra a figura abaixo. Secção do par de difusão usado por Smigelskas e Kirkendall (1947). EFEITO KIRKENDALL Sobre uma barra de latão, eles depositaram cobre eletrolítico (cobre puro). Para marcar a posição inicial da interface latão/cobre eles utilizaram fios (inertes) muitofinos de molibdênio. Em seguida, eles colocaram o par de difusão em um forno a 834°C, permitindo que a difusão ocorresse por dezenas de horas. Ao retirar o par do forno e medir, com auxílio de um microscópio óptico, a distância entre os marcadores da face superior e os da face inferior, eles constataram que as duas haviam se aproximado! Esta aproximação era tanto maior, quanto mais longo era o tempo que o par permanecia no forno. Fios de Mo Cu eletrolítico Latão Latão Na década de 1940 ainda se acreditava que a difusão atômica em metais ocorria via troca direta ou troca cíclica. Esta ideia sugeria então que em ligas binárias os dois componentes deveriam ter o mesmo coeficiente de autodifusão. Por outro lado, Kirkendall e co-autores observaram a diferença de difusão do cobre e do zinco durante a interdifusão entre o latão e o cobre, uma vez que a interface entre as duas fases diferentes se movia. A explicação para isto é que os átomos de zinco se difundem ( por troca de lugar com lacunas) no cobre muito mais rapidamente que os átomos de cobre. Em outras palavras, os átomos de zinco do latão estão deixando a barra de latão mais rápido e em maior quantidade do que átomos de cobre da camada externa estão penetrando no latão. Por esta razão, o latão se “encolhe”. Os resultados experimentais de Kirkendall não podem ser explicados por troca direta ou troca cíclica entre átomos. Como consequência, essas ideias foram abandonadas na literatura de difusão. Torna-se evidente então que lacunas são responsáveis por autodifusão e difusão de solutos substitucionais em metais. Este experimento, além de provar que o mecanismo de difusão predominante é o de troca de lugar com lacunas, revolucionou as idéias que se tinha na época sobre difusão e mostrou que o fenômeno era mais complexo do que se imaginava. Vamos detalhar um pouco mais o efeito Kirkendall utilizando um par de difusão ouro/níquel, conforme ilustra a figura abaixo. Ilustração do efeito Kirkendall para um par de difusão Au/Ni. EQUAÇÕES DE DARKEN Após recozimento a 900°C, o níquel se difunde no ouro e o ouro se difunde no níquel, estabelecendo o perfil de concentração mostrado na figura. O ouro se difunde no níquel mais rapidamente que o níquel no ouro. Isto causa um deslocamento relativo dos marcadores. A interface dos marcadores é chamada interface de Kirkendall. Uma outra interface é a de Matano, em homenagem ao pesquisador japonês C. Matano (1933). A interface de Matano é definida no diagrama concentração versus distância e ela se localiza na posição em que as áreas A1 e A2 são iguais. Do exposto pode-se concluir que existe um coeficiente de difusão do níquel no ouro (DNi) e um coeficiente de difusão do ouro no níquel (DAu). É possível definir um coeficiente de difusão clássico ou da liga ou ainda coeficiente de interdifusão em função dos coeficientes de difusão intrínsecos. Considerando v a velocidade da interface de Kirkendall em um intervalo de tempo Dt, e sendo XNi a fração molar de níquel e XAu a fração molar de ouro, tem-se: As equações anteriores são conhecidas como equações de Darken, em homenagem ao pesquisador americano L. Darken, propostas por ele em 1948. Relação entre os diversos coeficientes de difusão no sistema Cu-Ni a 1000oC. Guy (1971). Finalmente, é interessante mencionar que quando um dos coeficientes de difusão é muito maior que o outro, aparecem vazios (devido ao acúmulo de lacunas) em um dos lados do par de difusão. Estes pequenos vazios são denominados porosidade de Kirkendall. Par de difusão cobre-níquel, formação de poros no lado do metal mais rápido (cobre), após 64h a 1000oC, ampliação de 160X. • A concentração das espécies que se difundem é uma função do tempo e da posição C = C(x,t) • Neste caso a Segunda Lei de Fick é usada x CD xt C ¶ ¶ ¶ ¶ = ¶ ¶Segunda Lei de Fick DIFUSÃO NÃO ESTACIONÁRIA (TRANSITÓRIA) D independe de c ALGUMAS SOLUÇÕES DA SEGUNDA EQUAÇÃO DE FICK SOLUÇÃO PARA FILME FINO DIFUSÃO EM MATERIAIS SEMICONDUTORES HOMOGENIZAÇÃO JUNÇÃO DE DUAS SOLUÇÕES SÓLIDAS ADIÇÃO OU REMOÇÃO DE MATERIAL DA SUPERFÍCIE • Exemplo 1: solução para um filme fino. Suponha uma barra longa de um metal puro e que na sua secção reta foi depositado um filme fino de espessura b. Este filme contém uma concentração C0 do soluto que vai se difundir na barra. O produto bC0 pode ser substituído pela quantidade total de átomos do soluto que vai se difundir. Agora, imagine que uma outra barra do mesmo metal puro e com a mesma secção é unida à barra que contém o filme na sua extremidade. Desta maneira, fizemos um “sanduíche” com o filme. O soluto vai se difundir nas duas barras. Esta experiência está esquematizada na figura a seguir. Ilustração esquemática do princípio de difusão de traçadores radioativos. Suponha que a origem seja fixada no filme. A concentração de soluto em função da posição x e do tempo t é dada pela fórmula: No exemplo acima, o filme poderia ser do mesmo metal das barras. Neste caso, o filme poderia ser de um isótopo do metal da barra. Desta maneira, ele poderia ser detectado pela sua radioatividade. Este tipo de experimento é muito utilizado para se determinar coeficientes de difusão e é denominado método do traçador radioativo. Além disto, a solução anterior tem bastante aplicação em metalurgia. Por exemplo, após solidificação, as ligas metálicas apresentam heterogeneidades de composição, denominadas segregação. Estas segregações são indesejáveis e devem ser diminuídas por difusão em um tratamento térmicos denominado de homogeneização. Os tempos e temperaturas necessários podem ser estimados com o auxílio da solução do filme fino. • Exemplo numérico: Em uma experiência de autodifusão, um metal puro foi tratado a uma certa temperatura por 100h. Através da utilização de um isótopo radioativo, foram feitas as medidas indicadas a seguir. Calcule o coeficiente de difusão para este metal. • Solução: Solução (cont.): X (cm) C X2 ln C 0 1,0 0 0 3 x 10-4 0,72 9 x 10-8 -0,32 6 x 10-4 0,28 36 x 10-8 -1,28 9 x 10-4 0,06 81 x 10-8 -2,81 ln C = ln(constante) – x2/(4Dt) 0,0 2,0x10-7 4,0x10-7 6,0x10-7 8,0x10-7 -3,0 -2,5 -2,0 -1,5 -1,0 -0,5 0,0 ln(C) = -0,01 - 3,47x106 x2 ln (C ) x2 (cm2) -3,47x106 = – 1/(4Dt) D = 2 x 10-13 cm2/s • Exemplo 2: difusão em materiais semicondutores. Na fabricação de circuitos integrados semicondutores, monocristais de silício são dopados com impureza(s) por intermédio de tratamentos térmicos que envolvem a difusão no estado sólido. Na etapa de pré-deposição, os átomos de impureza são difundidos no silício a partir de uma fase gasosa, cuja pressão parcial é mantida constante. Dessa forma, a composição de impureza na superfície também permanece constante ao longo do tempo. Posteriormente, na difusão de redistribuição transportam-se os átomos de impureza mais para o interior do silício, gerando uma distribuição de concentração mais adequada. Perfis de concentração esquemáticos para a difusão de redistribuição de semicondutores em três tempos diferentes. Perfis de concentração esquemáticos tirados após os tratamentos térmicos de (1) pré-deposição e (2) redistribuição para semicondutores. Também está mostrada a profundidade de junção xj. Se assumirmos que os átomos de impureza introduzidos durante o tratamento de pré- deposição estão confinados a uma camada muito fina na superfície do silício (aproximação), então a solução para a segunda lei de Fick toma a forma: Aqui, Qo representa a quantidade total de impurezas no sólido que foram introduzidas no tratamento térmico de pré-deposição (em número de átomos de impureza por unidade de área). Adicionalmente, pode ser mostrado que: em que Cs é a concentração superficial para a etapa de pré-deposição,que foi mantida constante, Dp é o coeficiente de difusão e tp é o tempo de duração do tratamento de pré- deposição. Outro parâmetro de difusão importante é a profundidade de junção xj. Ela representa a profundidade na qual a concentração da impureza em difusão é exatamente igual à concentração de fundo daquela impureza no silício (Cf). Para a difusão de redistribuição, o valor de xj pode ser calculado empregando-se a equação ao lado. Os subscritos referem-se ao tratamento de redistribuição. Veja a semelhança com a equação do Exemplo 1. • Exemplo numérico: Átomos de boro devem difundir em uma pastilha de silício, usando ambos tratamentos térmicos de pré- deposição e de redistribuição. Sabe-se que a concentração de fundo do B nessa pastilha de Si é de 1 x 1020 átomos/m3. O tratamento de pré-deposição deve ser conduzido a 900oC durante 30 minutos. A concentração de B na superfície deve ser mantida em um nível constante de 3 x 1026 átomos/m3. A difusão de redistribuição será conduzida a 1100oC por um período de 2 horas. Para o coeficiente de difusão de B no Si, os valores de Qd e de Do são 3,87 eV/átomo e 2,4 x 10-3 m2/s, respectivamente. (a) Calcule o valor de Qo. (b) Determine o valor de xj para o tratamento de difusão de redistribuição. (c) Além disso, para o tratamento de redistribuição, calcule a concentração de átomos de B em uma posição 1 μm abaixo da superfície da pastilha de Si. • Exemplo 3: homogenização. A segregação interdendrítica durante o processo de solidificação causa variações locais de composição, que podem ser aproximadas por uma onda senoidal de comprimento de onda 2x e amplitude c0max. A homogenização por difusão diminui a amplitude c0max para cmax, conforme mostrado na figura abaixo. Definindo c e c0 como as diferenças entre concentrações locais e a composição média, a extensão da homogenização será descrita pela seguinte equação: Perfil senoidal de concentração c0, resultante de segregacão interdendrítica, e perfil c após alguma homogenização. • Exemplo 4: junção de duas soluções sólidas. Consideremos um par bimetálico soldado, com diferentes concentrações iniciais, c1 e c2, respectivamente. A figura abaixo representa esta situação. Perfis de concentração para diversos tempos (t2 > t1 > 0) quando duas barras semi-infinitas de diferentes composições são soldadas e recozidas. Neste caso, a solução da segunda equação de Fick será dada pela seguinte expressão: c(x,t) = Concentração no ponto x no tempo t erf (z) = integral normalizada de probabilidade ou função de erro de Gauss erf(z) : valores fornecidos no gráfico e na tabela a seguir. dye y z 2 0 2 -òp= Solução de Grube-Jedele Diagrama esquemático mostrando as características principais da função de erro de Gauss. Tabulação da função de erro de Gauss. • Exemplo numérico: Considere um par de difusão de duas ligas de elementos A e B, unido por soldagem e submetido a um tratamento térmico de recozimento. O tratamento foi conduzido a 500oC por 40h. Dados: c1 = 50%A (liga à esquerda da solda) c2 = 40%A (liga à direita da solda) Após o recozimento, a análise química mostrou que a uma distância de 0,20cm à direita da solda a composição cA era de 42,5%A. a) Calcule o coeficiente de difusão D. b) Assumindo um valor constante para D, calcule o tempo necessário para se obter a mesma composição cA no dobro da distância da solda. • Solução: Solução (cont.): D = 3,6 x 10-7 cm2/s t2 = 160 h condições de contorno: em t = 0, C = Co para 0 £ x £ ¥ em t > 0, C = CS para x = 0 (const. surf. conc.) C = Co para x = ¥ • Exemplo 5: enriquecimento superficial de um elemento. pre-existing conc., Co of carbon atoms Surface conc., C of C atoms bars Cs Solução: CS Co C(x,t) ( ) ÷ ø ö ç è æ-= - - Dt x CC Ct,xC os o 2 erf1 • Exemplo numérico: Uma liga Fe-C (CFC) inicialmente contendo 0.20 wt% C foi cementada numa temperatura elevada e numa atmosfera que fornece uma concentração superficial constante de carbono de 1.0 wt%. Se após 49.5 h a concentração de carbono é 0.35 wt% a uma distância 4.0 mm abaixo da superfície, determine a temperatura na qual o tratamento térmico foi realizado. • Solução: ÷ ø ö ç è æ-= - - Dt x CC CtxC os o 2 erf1),( Solução (cont.): – t = 49.5 h x = 4 x 10-3 m – Cx = 0.35 wt% Cs = 1.0 wt% – Co = 0.20 wt% ÷ ø ö ç è æ-= - - Dt x CC C)t,x(C os o 2 erf1 )(erf1 2 erf1 20.00.1 20.035.0),( z Dt x CC CtxC os o -=÷ ø ö ç è æ -= - - = - - \ erf(z) = 0.8125 Solução (cont.): Precisamos determinar da Tabela o valor de z para o qual a função erro é 0.8125. Uma interpolação é necessária, como se segue: z erf(z) 0.90 0.7970 z 0.8125 0.95 0.8209 7970.08209.0 7970.08125.0 90.095.0 90.0 - - = - -z z = 0.93 Agora resolvendo para D Dt xz 2 = tz xD 2 2 4 = /sm 10 x 6.2 s 3600 h 1 h) 5.49()93.0()4( m)10 x 4( 4 211 2 23 2 2 - - ==÷ ÷ ø ö ç ç è æ =\ tz xD • Para calcular a temperatura na qual D tem o valor encontrado, rearranjamos a equação D = f(T) )lnln( DDR QT o d - = da Table, para difusão de C no Fe CFC Do = 2.3 x 10-5 m2/s Qd = 148,000 J/mol /s)m 10x6.2 ln/sm 10x3.2 K)(ln-J/mol 314.8( J/mol 000,148 21125 -- - =T\ Solução (cont.): T = 1300 K = 1027°C • Exemplo numérico: Calcule o tempo de cementação necessário para se atingir um teor de 0,8%C a uma profundidade de 0,2mm de uma amostra de aço, que originalmente continha 0,2%C. Suponha que o teor de carbono da superfície possa ser mantido no valor de 1,3%C e que o tratamento de cementação é realizado a 9500C. • Solução: ÷ ø ö ç è æ-= - - Dt x CC CtxC os o 2 erf1),( Solução (cont.): – T = 9500C x = 0,2 x 10-3 m – Cx = 0.80 wt% Cs = 1.30 wt% – Co = 0.20 wt% ÷ ø ö ç è æ-= - - Dt x CC C)t,x(C os o 2 erf1 )(erf1 2 erf1 20.030.1 20.080.0),( z Dt x CC CtxC os o -=÷ ø ö ç è æ-= - - = - - \ erf(z) = 0.4546 /sm/t 10 x 5.5 )()4278.0()4( m)10 x .20( 4 28 2 23 2 2 - - ==÷÷ ø ö çç è æ =\ ttz xD Solução (cont.): Precisamos determinar da Tabela o valor de z para o qual a função erro é 0.4546. Uma interpolação é necessária, como se segue: z erf(z) 0.40 0.4284 z 0.4546 0.45 0.4755 z = 0.4278 Agora resolvendo para D Dt xz 2 = tz xD 2 2 4 = 4284.04755.0 4284.04546.0 40.045.0 40.0 - - = - -z D = Do exp æ è ç ö ø ÷- Qd RT da Table, para difusão de C no Fe CFC Do = 2.3 x 10-5 m2/s Qd = 148,000 J/mol Solução (cont.): D = 1,1 x 10-11 m2/s 5,5 x 10-8/ t = 1,1 x 10-11 t = 1,4 h • Exemplo 6: empobrecimento superficial de um elemento. Uma situação freqüente e muito importante em ciência dos materiais é aquela em que uma liga metálica tem sua região superficial empobrecida em um elemento de liga durante o recozimento em altas temperaturas. Um exemplo clássico é a descarbonetação da superfície de peças de aço. Outro exemplo é a dezincificação (perda de zinco) dos latões. Nestes casos, a solução da segunda lei de Fick é muito parecida com a solução discutida anteriormente. A figura a seguir apresenta os perfis de concentração correspondentes. Variação da concentração com a distância na descarbonetação. • Exemplo numérico: Se um aço com 0,9%C é mantido 10h a 9500C em uma atmosfera descarburizante, que mantém a concentração superficial em 0,1%C, em qual profundidade abaixo da superfície a quantidade de carbono será de 0,8%? • Solução: Solução (cont.):– T = 9500C x = ? – Cx = 0.80 wt% Cs = 0.10 wt% – Co = 0.90 wt% )(erf 2 erf 10.090.0 10.080.0),( z Dt x CC CtxC SO S =÷ ø ö ç è æ= - - = - - \ erf(z) = 0.875 Solução (cont.): Precisamos determinar da Tabela o valor de z para o qual a função erro é 0.875. Uma interpolação é necessária, como se segue: z erf(z) 1.00 0.8427 z 0.875 1.10 0.8802 z = 1.09 Agora resolvendo para D Dt xz 2 = tz xD 2 2 4 = /sm 10 x 1,1 s 3600 h 1 h) 10(.09)1()4( m)( 4 211 2 22 2 2 -==÷÷ ø ö çç è æ =\ x tz xD 8427.08802.0 8427.0875.0 00.110.1 00.1 - - = - -z x = 1,4 mm Difusão não-estacionária (cont.) Até o presente momento, foram apresentadas soluções para a segunda equação de Fick considerando que o coeficiente de difusão D independe da concentração c. Na realidade, trata-se de uma simplificação do problema, pois D depende de c. Um método utilizado para a determinação do coeficiente de difusão foi proposto por Matano (1933). Neste método seguem-se os seguintes passos: a) Plota-se o perfil de concentração do par de difusão. b) Encontra-se a chamada “interface de Matano”, que será a origem do referencial. Esta interface localiza-se numa posição tal que as áreas à sua esquerda e à sua direita são iguais. Em outras palavras, ela indica uma posição tal que o fluxo das duas espécies atômicas é igual. A interface de Matano situa-se na posição da solda original (antes da difusão ocorrer). a) Solução da equação: c0: concentração de um lado da interface em um ponto bem distante, onde a composição é constante. Dessa forma, para uma dada distância x e uma dada concentração c, determina-se a tangente ∂c/∂x. Para um tempo t conhecido, pode-se então calcular o coeficiente de difusão D. Gráfico de dados hipotéticos de difusão: método de Matano. Neste método, pode-se também determinar o gráfico de D em função de c. Variação do coeficiente de difusão D com a composição. • Exemplo numérico: Considere a tabela ao lado, para determinação da curva de penetração. Suponha uma concentração c = 0,375. Para um tempo de difusão de 50h, calcule o coeficiente de difusão D pelo método de Matano. • Solução: C(%) X (cm) 100 0,508 93,75 0,314 87,50 0,193 81,25 0,103 75,00 0,051 68,75 0,018 62,50 -0,007 56,25 -0,027 50,00 -0,039 43,75 -0,052 37,50 -0,062 31,25 -0,072 25,00 -0,087 18,75 -0,107 12,50 -0,135 6,25 -0,182 0,00 -0,292 -0,4 -0,2 0,0 0,2 0,4 0,6 0 20 40 60 80 100 c = 0,375 tangente para c = 0,375 Marcador Interface de Matano co nc en tra çã o (% ) distância (cm) Curva de penetração c = 0,375 c0 = 0 t = 50h Sequência: a) Construção do gráfico c-x; b) Cálculo de = 0,18 cm; c) Cálculo de = 0,0466 cm D = 2,3 x 10-8 cm2/s Caracterização: trata-se de movimento atômico por intermédio de saltos de uma posição intersticial para outra vizinha. Efeito da temperatura na difusividade: análogo ao caso da difusão substitucional. Efeito da composição na difusividade: análogo ao caso da difusão substitucional. Determinação do coeficiente de difusão: a) Método de Grube; b) Método de Matano; c) Método de fricção interna – efeito Snoek Di= Doiexp æ è ç ö ø - Qi RT ç DIFUSÃO INTERSTICIAL Difusão de carbono no ferro CFC a 1127oC. Efeito da composição no coeficiente de difusão. Gráfico de Arrhenius para difusão de carbono no ferro CCC. McLellan e Wasz, 1993. Efeito Snoek Seja uma célula unitária CCC com seus interstícios, conforme mostra a figura ao lado. Para esta situação existe um númro estatisticamente igual de átomos de soluto que podem ser encontrados ao longo dos três eixos ortogonais. Por outro lado, se esta célula CCC for submetida a um esforço de tração (esforço pequeno, para uma deformação da ordem de 10-5) ao longo da direção [100], os átomos que se situam nesta direção terão suas distâncias aumentadas, enquanto que os átomos das direções [010] e [001] terão suas distâncias diminuídas. Este efeito faz com que os átomos de soluto ocupem preferencialmente a direção do esforço de tração aplicado, criando assim um excesso de átomos de soluto nesta região. Posições intersticiais ocupadas por átomos de carbono na célula CCC do ferro. O excesso de átomos de soluto criado na célula pela aplicação do esforço de tração vale: onde: Dnp = excesso de átomos de soluto K = constante de proporcionalidade Sn = tensão aplicada O exceso de átomos de soluto varia com o tempo da seguinte maneira: A explicação para esta última equação é a seguinte. No momento em que a tensão é aplicada, t = 0, o número de excessos de átomos é nulo. Com o passar do tempo, o excesso de átomos vai aumentando, até atingir um valor máximo, Dnp(max)..A partir daí, o equilíbrio na rede foi alcançado, e o excesso de átomos começa a diminuir progressivamente com o tempo. Neste caso, define-se então o tempo ts como sendo o tempo de relaxação, que está relacionado com esta diminuição de excesso de átomos. Quando se aplica a tensão Sn na célula unitária, a deformação total da célula na direção paralela à tensão aplicada vale: onde: e = deformação total eel = deformação elástica normal da célula ean = deformação anelástica A deformação anelástica resulta do fato de que cada átomo de soluto adicional em uma posição preferencial soma um pequeno incremento ao comprimento da amostra, na direção da tensão aplicada. Como a deformação anelástica é diretamente proporcional ao número de excesso de átomos de soluto nas posições preferenciais, fazendo uma analogia com a equação que determina a dependência do excesso de átomos com o tempo, tem-se: com significado dos símbolos análogo à equação anterior. Dessa forma, tem-se o gráfico a seguir, que esquematiza a relação da deformação elástica e da deformação anelástica com o tempo. Relação entre as deformações elástica e anelástica. O efeito da remoção da tensão após a deformação anelástica ter alcançado o seu valor máximo também é mostrado na figura anterior. A deformação elástica é recuperada instantaneamente, enquanto que a componente anelástica segue uma equação da forma: com significado dos símbolos análogo à equação anterior. O significado de tσ pode ser entendido ao se substituir t por tσ na equação acima. Assim: Desta forma, tσ é o tempo no qual a deformação anelástica tem uma queda de 1/e no seu valor. Se tσ é grande, a deformação relaxa lentamente; se tσ é pequeno, a deformação relaxa rapidamente. A taxa na qual a deformação relaxa é então inversamente proporcional ao tempo de relaxação tσ. Esta taxa é também inversamente proporcional ao tempo médio t de permanência de um átomo em uma posição intersticial. Estes dois tempos essencialmente diferentes são então diretamente relacionados. Para uma estrutura CCC pode-se mostrar que: Lembrando a definição do coeficiente de difusão: onde: D = coeficiente de difusão a = constante para cada célula unitária a = parâmetro da rede t = tempo médio de permanência de um átomo em um nó da rede Para um metal CCC, tem-se: Conclusão: considerando que o tempo de relaxação tσ pode ser determinado experimentalmente, de posse das equações acima pode-se calcular o coeficiente de difusão intersticial. Determinação experimental do tempo de relaxação Se o tempo de relaxação for muito grande (da ordem de minutos a horas), ele pode ser determinado por intermédio de uma experiência que forneça um gráfico do tipo da figura ao lado. Neste caso, uma tensão é aplicada na amostra, e mantida até que a componente anelástica da deformação tenha efetivamente alcançado o seu valor de equilíbrio – ponto a da figura aolado. Neste momento, a tensão é rapidamente removida, e a deformação é medida em função do tempo. O tempo de relaxação será obtido a partir do tempo requerido para que a parte anelástica da deformação atinja 1/e do seu valor. Relação entre as deformações elástica e anelástica. Por outro lado, se o tempo de relaxação é da ordem de segundos, o método anterior não é apropriado. Usa-se neste caso um pêndulo de torção, conforme ilustrado na figura ao lado. A amostra, na forma de um fio, é fixada em suas extremidades, a parte superior está presa no dispositivo e a parte inferior está livre para girar. O pêndulo é torcionado até uma certa posição, e então é liberado para oscilar. Um espelho convenientemente colocado no dispositivo permite o acompanhamento da variação da amplitude do pêndulo com o tempo. A amplitude do pêndulo diminui com o tempo, devido à perda de energia vibracional no interior do fio. Trata-se da fricção interna no metal, devido a diversos fatores. Nós estamos interessados na fricção interna devido à presença de átomos de soluto intersticiais. Pêndulo de torção. Queda de amplitude em um pêndulo de torção. A perda de energia por ciclo em um pêndulo de torção pode ser determinada diretamente a partir do gráfico da figura acima. Considerando que em um sistema oscilante a energia de vibração é proporcional ao quadrado da amplitude de vibração, pode-se mostrar que: A perda de energia por ciclo DE/E varia com o período ou a frequência do pêndulo. Quando expressa em termos da frequência angular do pêndulo w : onde n é a frequência do pêndulo (ciclos por segundo) e r é o período do pêndulo (segundos), a perda de energia assume então a seguinte forma simples e conveniente: onde: DE/E = perda de energia por ciclo (DE/E)max = perda máxima de energia w = frequência angular do pêndulo tσ = tempo de relaxação para difusão intersticial A equação vista anteriormente é simétrica tanto em w quanto em tσ, de tal sorte que a variação da perda de energia DE/E é a mesma, independentemente se mantivermos tσ constante e variamos w ou se mantivermos w constante e variamos tσ. Qualquer que seja a situação, se DE/E for plotada em função de log(w) ou de log(tσ) a curva resultante é simétrica em relação ao máximo valor da perda de energia, conforme ilustra a figura abaixo. Variação de DE/E com log(w) ou log(tσ) . Conforme mostrado na figura anterior, o valor de (DE/E)max ocorre para a seguinte relação: Esta equação mostra que a perda de energia será máxima quando a frequência angular do pêndulo for igual ao recíproco do tempo de relaxação. Este fato é importante porque fornece uma relação direta entre a frequência medida experimentalmente e o tempo de relaxação. O tempo de relaxação é função da temperatura, enquanto a frequência do pêndulo é função da sua geometria. Teoricamente, existem dois métodos básicos para determinação do ponto de máxima perda de energia: a) a frequência do pêndulo deve variar enquanto a temperatura é mantida constante (portanto, mantendo o tempo de relaxação constante); b) a frequência do pêndulo deve ser mantida constante enquanto a temperatura é variada. O segundo método é mais conveniente. Neste caso, as seguintes relações devem ser utilizadas para a determinação do coeficiente de difusão: Exemplo numérico: Determinação do coeficiente de difusão do carbono no ferro CCC, em função da temperatura. Sequência: a) Ajustar o pêndulo de torção para operar em diferentes frequências n = 2,1 / 1,17 / 0,86 / 0,63 / 0,27 ciclos por segundo b) Calcular as frequências angulares w e os tempos de relaxação tσ correspondentes : c) Traçar para cada frequência escolhida uma curva DE/E versus 1/T d) Obter em cada curva DE/E versus 1/T o valor da temperatura Tmax que corresponde ao pico (DE/E)max e) Plotar log(tσ) em função de 1/Tmax (uma reta), e determinar tσo (intercepto na ordenada) e Q (inclinação) f) Obter a expressão: g) Obter a expressão: Fricção interna em função da temperatura para o ferro CCC com carbono em solução sólida, para cinco diferentes frequências do pêndulo. n (cps) w (rps) tσ (s) log(tσ) Tmax (K) 1/T 2,10 13,19 0,076 -1,119 320 3,125 x 10-3 1,17 7,35 0,136 -0,866 314 3,185 x 10-3 0,86 5,40 0,185 -0,733 311 3,215 x 10-3 0,63 3,96 0,253 -0,597 309 3,236 x 10-3 0,27 1,69 0,592 -0,228 300 3,334 x 10-3 n = frequência do pêndulo w = frequência angular tσ = tempo de relaxação Tmax = temperatura para (DE/E)max Dados correspondentes ao exemplo numérico Variação de log(tσ) em função de 1/Tmax A partir do gráfico anterior, tem-se: Posto isto, considerando a relação entre o tempo médio de permanência de um átomo de carbono na posição intersticial e o tempo de relaxação, tem-se: Conclusão: tomando-se a = 2,86Å (parâmetro de rede do ferro CCC), tem-se: logaritmo na base 10 § A.F.Padilha: Materiais de Engenharia – Microestrutura e Propriedades, Hemus, 2000. § W.D.Callister e D.G.Rethwisch: Ciência & Engenharia de Materiais, 8a Edição, GEN/LTC, 2012. § R.E. Reed-Hill, R,Abbashian, L.Abbashian : Physical Metallurgy Principles, 4th Edition, Cengage Learning, 2009. § J.Bénard, A.Michel, J.Philibert e J.Talbot: Metalurgia General, Ed. Hispano Europea, 1973. § J.F.Shackelford: Ciência dos Materiais, Pearson, 2008. § D.R.Askeland e P.P.Phulé: Ciência e Engenharia dos Materiais, Cengage, 2008. § J.P.Bailon e J.M.Dorlot: Des Materiaux, 3th Edition, École Polytechnique de Montréal, 2000. § D.A.Porter, K.E.Easterling e M.Y.Sherif: Phase Transformations in Metals and Alloys, 3rd Edition, 2009. § P.G.Shewmon: Diffusion in Solids, 2nd Edition, The MMM Society, Warrendale, USA, 2016. § H.Mehrer: Diffusion in Solids: Fundamentals, Methods, Materials, Diffusion-Controlled Processes, Springer, 2007. Bibliografia
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