Ciência dos Materiais 8

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ENGENHARIAS MECÂNICA, PRODUÇÃO E MECATRÔNICA
Transformações de Fase
nos Metais
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● Pergunta: Como essa estátua
é feita?
● Resposta: Fundição por “cera
perdida”.
● É uma transformação de fase
líquida para fase sólida.
● É um exemplo de 
transformação de fases
Shiva-Parvati, Chola Bronze
Ball State University
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● Pergunta: Como se produz um 
monocristal de Si para aplicações
eletrônicas?
● Resposta: Uma forma é utilizar a 
técnica de puxamento de 
Czochralski.
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● Pergunta: Como endurecer
um componente de aço?
● Resposta: Uma das formas é 
temperar o componente.
● É uma transformação de 
fases no estado sólido.
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Líquido
evaporação
Sólido 1
Gás
condensação
transformação
no estado sólido
Sólido 2
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● Qual é a força motriz termodinâmica para a 
transformação de fase?
● Resposta: É a diminuição da energia livre de Gibbs.
Líquido  Sólido
gs - gL = g  0
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g
gL
gS
gS < gL gL < gS
Líquido é estável
Tm T
A energia livre de Gibbs como uma função
da temperatura
gL
gS
g
Sólido é estável
Tsolidificação
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Como o processo de solidificação se 
inicia?
Geralmente inicia-se pelas paredes
do cadinho ou molde.
Por que?
Vamos pensar e discutir.
Nucleação heterogênea.
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Vamos imaginar que se forme uma
pequena esfera sólida de raio “r” no 
meio do líquido a uma temperature 
abaixo de Tm
Nucleação homogênea
gL = energia livre do líquido por
unidade de volume
gS = energia livre do sólido por
unidade de volume
g = gS - gL
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A variação de energia livre do 
sistema devido à formação de 
uma esfera sólida de raio “r” é 
dada por: f: barreira para 
a nucleação
r
r*
Δf
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r
f
Esferas sólidas de raio r < r* 
não podem crescer a medida
que isso acarreta um aumento
de energia livre do sistema!!!
Esferas sólidas de raio r > r* 
irão crescer.
r* é conhecido como RAIO 
CRÍTICO DA NUCLEAÇÃO 
HOMOGÊNEA.
r*
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Partícula
crítica
Formação de núcleo
crítico por flutuação
estatística
Átomos ao redor da 
partícula crítica
O salto difuso de 
um átomo vizinho à 
partícula crítica
origina a nucleação
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Taxa de Nucleação
Nt = número total de aglomerados (“clusters”) de átomos
por unidade de volume
N* = número de clusters de tamanho crítico por unidade
de volume
Pelo método estatístico de Maxwell-Boltzmann:





 

RT
f
NN t
*
exp*
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




 

RT
f
NN t
*
exp*
s* = número de átomos da 
fase líquida na interface da 
partícula de tamanho crítico
Hd = energia de ativação para o “pulo” de difusão do átomo do 
líquido para a fase sólida
 = frequência de vibração atômica
A taxa de incorporação bem sucedida de um átomo na partícula de 
tamanho crítico:





 

RT
H
sv dexp*'
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Taxa de Nucleação, I , (m3 s-1)
'*NI 





 

RT
Hf
sN dt
*
exp*
Com a diminuição da temperatura T:
1. Aumenta a força motriz
2. Diminui a mobilidade atômica
= Nº de eventos de nucleação por m3 por segundo
= Nº de clusters críticos por unidade de volume (N*)
x taxa de incorporação bem sucedida de átomos no 
cluster crítico (’)





 





 

RT
H
s
RT
f
N dt exp*
*
exp  T
I
Tm
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Crescimento
O aumento do tamanho de uma partícula após a sua nucleação é 
dado por:
dt
dr
U  T
U
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Cinética da Transformação Completa
),( IUf
dT
dX

U
I
dX/dt
T
I : Taxa de Nucleação
U : Taxa de Crescimento
dt
dr
=U
Taxa de transformação complete 
(fração transformada por segundo): 
X = fração da fase produto
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Fração transformada em função do tempo
ts tf
X
t
Lenta devido à 
pequena quantidade
de núcleos
Lenta devido à 
colisão final
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Diagrama TTT para 
a transformação
líquido-sólido
T
líquido estável
líquido sub-
resfriado
cristal
dX/dt
T
log t
X
log tts tf
0
1
Tm
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T
Líquido
estável
Líquido sub-
resfriado
log t
Tm
Diagrama TTT da transformação líquido-sólido
U
I
T
Cristais
com grãos
grosseiros
Cristais com 
grãos finos
vidro
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Taxa de resfriamento 106 ºC s-1
Pressão de gás inerte
Metal fundido
Resistência
Tubo de Quartzo
Tambor metálico rotativo
sob refrigeração
Jato de metal fundido
Fita de vidro metálico
De Principles of Electronic Materials and Devices, Second Edition, S.O. Kasap (© McGraw-Hill, 2002)
http://Materials.Usask.Ca
“Melt Spinning” para produção de tiras de 
vidro metálico
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TRATAMENTO TÉRMICO
Tratamento térmico consiste em aquecer um
material até uma temperatura elevada, mantê-lo
nessa temperatura por um período de tempo,
seguido de um resfriamento a uma taxa específica.
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A
N
AT
T
Q
patamar
t
T
Recozimento Resfriamento no forno RC 15
Normalização Resfriamento ao ar RC 30
Têmpera Resfriamento em água RC 65
Revenimento Aquecimento após têmpera RC 55
Austêmpera
Têmpera a uma temperatura intermediária
e manter
RC 45
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Aço
Dureza
Rockwell C
wt% C Microestrutura
Tratamento
Térmico
A 15 0,8 Perlita grosseira Recozimento
B 30 0,8 Perlita fina Normalização
C 45 0,8 Bainita Austêmpera
D 55 0,8 Martensita revenida Revenimento
E 65 0,8 Martensita Têmpera
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Reação Eutetóide
resfriamento
CFeC
o
3
725   
0,8 0,02 6,67
Perlita
Quantidade de Fe3C na Perlita
Linha vermelha abaixo da temperature eutetóide
pearliteCFf 3 0,026,67
0,020,8


0,117
6,65
0,78
==
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Os diagramas de fase não apresentam
nenhuma informação a respeito de tempo ou
velocidades de transformações.
Assim, necessitamos de diagramas TTT para 
entendermos a transformação
Austenita  Perlita
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austenita estável
austenita
instável
Diagrama TTT para um aço eutetóide
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Recozimento:
perlita
grosseira
Normalização:
perlita fina
U
I
T
austenita estável
austenita
instável
Diagrama TTT para um aço eutetóide
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Callister
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A+M
M
Ms
Mf
Ms : temperatura de 
inícioda transformação
martensítica. 
Mf : temperatura de final 
da transformação
martensítica. 
’: martensita (M)
α'γ rápidotoresfriamen   _
TÊMPERA
Dureza HRC 65
Resfriamento
extremamente rápido:
antes das curvas C.
Diagrama TTT para um aço eutetóide
austenita estável
austenita
instável
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TCC
A quantidade de martensita formada não
depende do tempo, somente da 
temperatura.
Os átomos se movem apenas uma
fração da distância atômica durante a 
transformação:
1. Adifusional (sem difusão de longo
alcance);
2. Cisalhamento (correspondência um a 
um entre os átomos de  e ’);
3. Sem mudança de composição.
Transformação Martensítica
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Célula unitária CCC de 
(austenita)
1,4142 ==
a
c
Célula unitária TCC de ’ (martensita)
1,081,00=
a
c
0 % C (CCC) 1,2 % C Contracão
de ~ 20%
Expansão
de ~ 12%
Transformação Martensítica
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Dureza da martensita em função do teor de C
%wt C 
20
40
60
0,2 0,4 0,6
D
u
re
z
a
, 
H
R
C
A dureza da martensita depende principalmente do teor de C e não da 
adição de outros elementos de liga.
Transformação Martensítica
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Aquecimento do aço temperado até
uma temperatura abaixo da 
temperatura eutetóide, mantendo por
determinado período de tempo, seguido
de resfriamento ao ar. 
REVENIMENTO
CFe+αα 3
oreveniment'  
T<TE
?
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+Fe3C PERLITA
 A distribuição de finas partículas de Fe3C na matriz  é 
conhecida como MARTENSITA REVENIDA.
 A dureza dessa estrutura é maior que a da perlita fina e a 
dutilidade é maior que a da martensita.
 A dureza e a dutilidade são controladas pela temperatura e 
tempo de revenimento.
 Quanto maior a T ou t  maior a dutilidade e menor a 
resistência. 
REVENIMENTO
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Callister
REVENIMENTO
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AUSTÊMPERA
Bainita
Agulhas curtas de Fe3C 
encrustadas em placas
de ferrita
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Problemas na Têmpera Trincas de têmpera
Elevada taxa de resfriamento:
resfriamento superficial maior que o interior
Formação da martensita na superfície antes que o 
interior da peça
Austenita Martensita
Expansão
volumétrica
Quando ocorre a transformação no interior da peça, a 
camada martensítica mais externa restringe essa
expansão, promovendo tensões residuais.
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Mas como deslocar a curva-C para maiores tempos?
Soluções para o problema de trincas de têmpera
Deslocamento da curva-C para a direita (maiores
tempos)
Maiores tempos no “nariz” da curva
Resfriamento mais lento (têmpera em óleo) pode
minimizar os gradientes de temperatura
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Adição de elementos de liga
Todos os elementos de liga em aços (Cr, Mn, Mo, Ni, Ti, W, V) 
etc. promovem o deslocamento das curvas-C para a direita.
Exceção: Co
A difusão substitucional de elementos de liga é mais lenta que
a difusão intersticial do C. 
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Aço carbono comum Aço liga
 Elementos de liga deslocam
as curvas-C para a direita.
 Curvas-C separadas para a 
perlita e a bainita.
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Temperabilidade ou endurecibilidade
Habilidade ou facilidade de endurecimento de um aço pela 
formação de martensita usando uma têmpera mais lenta
possível.
 Elementos de liga em aços promovem o deslocamento
das curvas-C para a direita.
 Aços liga apresentam maior temperabilidade que aços
carbono comum.
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 A adição de elementos de liga aumenta a temperabilidade
de aços, mas não a dureza.
 O C aumenta ambas a temperabilidade e a dureza de 
aços.
Temperabilidade Dureza
Habilidade ou facilidade de 
endurecimento de aços
Resistência a deformação
plástica medida pela 
penetração de um indentador
Aplicável apenas a aços Aplicável a todos os materiais
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Aços Rápidos
Aços liga utilizados para ferramentas de corte que operam em
alta velocidade.
Corte em alta velocidade leva a uma excessive aquecimento
das ferramenta de corte.
Isso é equivalente a um revenimento não intencional das 
ferramentas, que leva a uma perda de dureza e aresta de corte
(fio).
Adições de W levam a uma fina distribuição de partículas duras
de WC que contrapõe essa redução de dureza: tais aços são
conhecidos como aços rápidos.
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Laboratório de Alfred Wilm
(1906-1909)
Aços endureciam por meio de 
têmpera
Porque as ligas de Al também
não endureciam por têmpera?
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tempo
Plano de Wilm
para 
endurecimento
da liga Al-4%Cu
Sinto muito! A dureza
não aumentou.
550ºC
T
Patamar
Medida de 
dureza
Eureka ! 
Aumentou a 
dureza !!Um dos maiores
avanços tecnológicos
do século 20!
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A dureza aumenta em função do tempo: 
ENDURECIMENTO POR ENVELHECIMENTO (“AGE 
HARDENING”)
Propriedade = f (microestrutura)
Wilm analisou a microestrutura
dessa liga envelhecida.
Resultado: NENHUMA MUDANÇA 
na microestrutura!!
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dureza do 
fundido
Dureza
tempo
pico de dureza
 A dureza inicialmente aumenta: envelhecimento (age hardening)
 Atinge um máximo de dureza (pico)
 Subsequentemente diminui: superenvelhecimento (overaging)
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
+
: solução
sólida de Cu 
em Al CFC
: composto
intermetálico
CuAl2 4
Tsolvus
supersaturated saturated + 
CFC CFC Tetragonal
4 wt%Cu 0,5 wt%Cu 54 wt%Cu
Precipitação
de  em 
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 estável
 instável
Tsolvus
 como
resfriada
(temperada)

envelhecida
Diagrama TTT de precipitação de  em 
 Uma fina distribuição de precipitados  na matriz  causa o 
endurecimento.
 O final da precipitação corresponde ao pico de dureza.
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grãos 
Como resfriado
grãos  + 
Envelhecido
Pico de 
envelhecimento
densa
distribução de 
finos
precipitados 
Superenvelhecido
esparsa
distribuição de 
precipitados 
grosseirosEnergia de ativação para 
o coalescimento dos 
precipitados:
energia interfacial /
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0,1 1 10 100
Dureza
Tempo de envelhecimento
(dias)
180ºC
100ºC
20ºC
Temperatura de envelhecimento
 O pico de dureza é menor em maiores temperaturas de envelhecimento.
 O pico de dureza é atingido mais rapidamente em maiores temperaturas
de envelhecimento.
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U
I
T  estável
 instável
 como
resfriado
 +
envelhecimento
Tsolvus
Dureza
180ºC
100ºC
20ºC
100 ºC
180 ºC
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Encruamento Recuperação Recristalização Cresc. de Grão
Resistência
à Tração
Ductilidade
Condutividade ElétricaTensão Interna
% encruamento Temperatura de recozimento