SOLIDIFICAÇÃO - CONCEITOS BÁSICOS

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SOLIDIFICAÇÃO 
 
 
 
 
1. Introdução 
O processo de solidificação ocorre em duas etapas denominadas de 
nucleação e crescimento. Inicialmente forma-se um pequeno núcleo sólido, no 
seio do liquido, que posteriormente cresce. Isto sucede com vários núcleos 
simultaneamente até que todo o material seja um sólido. 
A evolução do processo de solidificação depende em uma primeira 
instância da composição química do material, assim um sólido cristalino puro 
apresenta uma temperatura de fusão/solidificação única, Tf, sendo que acima 
de Tf a energia livre do sólido é tão mais elevada do que a do liquido, que este 
é mais estável. Abaixo de Tf é o solido que apresenta menor energia livre. No 
caso de ligas metálicas a solidificação ocorre em uma faixa de temperaturas 
que depende da composição especifica da liga em estudo, figura 1. Em 
qualquer dos casos, durante o processo de resfriamento o liquido não se 
transforma instantaneamente em sólido ao atingir Tf, é necessário um certo 
grau de super-resfriamente para que se forme o núcleo cristalino. Depois que 
ocorre a nucleação, a temperatura do liquido aumenta em consequência da 
evolução do calor latente, e permanece apenas um pequeno super-
resfriamento até que a solidificação se complete. Poros, devido à contração e 
bolhas também podem nuclear e crescer à medida que metal solidifica, 
gerando defeitos no produto final. 
 
 
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Figura 1 - Curva de resfriamento para um metal puro (a) e para uma solução 
sólida (b) 
 
 
2. Nucleação 
A formação de partículas pode se iniciar seguindo um processo de 
nucleação homogênea ou heterogênea. Embora o segundo caso, represente o 
que ocorre na prática, para melhor entendimento é necessário um estudo do 
mecanismo de nucleação homogênea. 
 
2.1.Nucleação homogênea 
Na eventualidade do liquido apresentar a mesma temperatura em todos 
os pontos e de não existirem pontos de nucleação preferenciais, como 
partículas estranhas e superfícies solidas (como em um molde), a nucleação 
vai ocorrer uniformemente no liquido. Este processo denomina-se de nucleação 
homogênea e o movimento aleatório dos átomos é o suficiente para iniciar o 
processo. 
Quando um metal solidifica, os cristais sólidos só aparecem no líquido 
quando se atinge uma temperatura ligeiramente inferior à temperatura de 
fusão, Tf. Isto se deve ao fato da energia libertada pelo líquido na 
transformação para a fase sólida ser menor do que a energia necessária para 
se criar a interface sólido-líquido entre o núcleo sólido e o metal liquido em seu 
redor. Considerando um dado volume de liquido que vai solidificar, quanto 
mais núcleos, maior a área total da interface sólido-líquido e 
T 
tempo 
T 
tempo 
a) 
b) 
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consequentemente maior a energia de superfície do sistema. Como já foi 
mencionado, acima de Tf, a fase liquida apresenta uma energia inferior à do 
sólido, assim quanto mais a temperatura cai abaixo de Tf, maior a energia 
liberada durante a transformação de fase, figura 2. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 2 Dependência da temperatura, das energias livres do sólido e do 
líquido. 
 
Ao ocorrer transformação de fase, a energia liberada é a diferença entre 
a energia do líquido e a energia do sólido, G = Gliquido-Gsólido, esta energia 
liberada não é constante, aumentando com o aumento do super-resfriamento, 
T. Para qualquer temperatura inferior a Tf, apenas os núcleos que sejam 
grandes o suficiente para ultrapassar o balanço de energia em favor da 
solidificação serão estáveis, figura 3. Núcleos com raios r maiores que o raio 
critico rc , tenderão a desenvolver-se, na medida em que um aumento do seu 
raio se traduz em uma redução da energia total. À medida que a temperatura 
cai, a energia de transformação de fase Gv aumenta enquanto que a energia 
da interface permanece praticamente na mesma. Assim, espera-se que o raio 
critico diminua com a temperatura. Ou seja, existe uma temperatura para a qual 
o raio critico é do tamanho de alguns átomos apenas, a esta temperatura a 
nucleação terá inicio espontaneamente. 
 
 
T 
G 
T Tf 
T 
Gv 
Gsólido 
Glíquido 
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Figura 3 - Equilíbrio de energias durante a nucleação de um cristal. 
 
A relação entre a temperatura e o raio critico depende das propriedades 
do material: energia de superfície da interface sólido-líquido, calor latente de 
fusão, e temperatura de fusão. Quanto mais elevada a temperatura de 
superfície, mais difícil será a formação de uma partícula sólida no liquido. No 
entanto isto é equilibrado pela energia liberada devido ao calor latente de 
fusão, que se for elevada, faz com que seja mais fácil a formação do sólido. 
Quando a estrutura de equilíbrio de um vazado contem fases múltiplas, 
intencionalmente (tipo eutéticos), ou não (como as inclusões), a fase que 
apresenta o menor raio critico é provável que seja a do primeiro núcleo que se 
forma. Estas partículas podem então estimular a nucleação do outro material. 
 
 
2.2. Nucleação heterogênea 
Em consequência da facilidade com que ocorre nucleação heterogênea 
sobre um material sólido pré-existente no seio do líquido, a nucleação 
homogênea praticamente nunca acontece. A condição necessária para que a 
nucleação heterogênea seja eficiente é que a energia de superfície da interface 
r 
energia 
Energia da 
interface 
Gv 
rc 
Energia da 
interface, -Gv 
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nucleador-sólido, NS, seja inferior à soma das energias de superfície das 
interfaces nucleador-líquido, NL e da interface sólido-líquido, SL: 
 
NS < NL + SL 
 
Caso esta condição não se verifique, não ocorre redução da energia de 
superfície total quando uma unidade de área do nucleador é coberta por sólido. 
Na maioria dos casos, uma dada área de interface nucleador-sólido é 
substituída por uma área maior de interface sólido-líquido. Esta é a condição 
para o material sólido molhar o nucleador na presença de um líquido. Para um 
melhor entendimento, considere-se o caso mais simples da formação de um 
núcleo esférico em uma parede plana, figura 4. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4 – Formação de um núcleo em uma superfície plana 
 
 
As três tensões superficiais têm de estar em equilíbrio, tendo-se 
 
NS = NL + (SL cos ) 
 
onde  é o angulo de contato. Assim tem-se que para 0 <  <90 a condição de 
molhabilidade é satisfeita, já para  > 90 não é. Ocorrendo molhabilidade, um 
núcleo com um raio de curvatura igual ao raio critico em nucleação homogênea 
pode ser formado a partir de um número muito menor de átomos do que seria 
necessário para a formação de um núcleo livre no seio do líquido. 
Líquido 
Sólido 
nucleador 
SL 
NL NS 
Angulo de 
contato  
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Consequentemente o grau de super-resfriamento necessário para a nucleação 
heterogênea é muito menor do que o necessário para a nucleação homogênea. 
No entanto, as energias das interfaces sólido-líquido são frequentemente 
elevadas devido ao grande grau de desorientação atômica, o que origina 
elevadas energias de deformação. Desta forma nem todos os corpos estranhos 
em um líquido são favoráveis para a nucleação. As partículas usadas 
comercialmente como agentes nucleadores apresentam uma dimensão 
cristalina semelhante à do sólido que vai nuclear. (Ex.: partículas de boreto de 
titânio TiB2 são usadas como agentes nucleadores em ligas de alumínio e 
partículas de carboneto de titânio (TiC) usadas na fundição de aços). 
Na prática, a maioria dos metais fundidos contem um diferentes tipos de 
partículas estranhas, cujacapacidade de induzir a nucleação heterogênea 
varia. As partículas mais adequadas deverão reduzir o super-resfriamento para 
apenas alguns graus. Regra geral, as partículas que são bem molhadas, isto é 
cujo angulo de contato é pequeno, pelo líquido tendem a ser bons locais para a 
nucleação heterogênea. Dependendo do grau de superesfriamento local, um 
número diferente de partículas pode funcionar como núcleantes. 
Em um processo de fundição, locais óbvios para nucleação heterogênea 
são as paredes do molde. Apesar do material do molde poder não ser um bom 
nucleador heterogêneo, a temperatura inicial do molde será sempre 
significativamente mais baixa do que a do material que está sendo vazado. 
Neste caso o super-resfriamento criado assegura a ocorrência de nucleação 
heterogênea na parede do molde. 
 
 
2.3. Nucleação de poros 
A eliminação de porosidades é obviamente o objetivo de qualquer 
procedimento de fundição. Dois tipos de porosidades podem ser encontrados 
em peças fundidas, são elas microporosidades e macroporosidades. As 
primeiras ocorrem em consequência da evolução do gás a partir do líquido e da 
contração decorrente de solidificação local, ocorrendo numa escala 
microscópica. 
No segundo caso, os poros que se desenvolvem estão relacionados com 
problemas do escoamento do metal líquido, estes defeitos conhecidos como 
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trincas de solidificação, trincas a quentes, etc. e ocorrem devido a uma 
alimentação inadequada do material no molde. 
Contração durante o resfriamento pode significar que a pressão 
hidrostática exercida pelo metal fundido é menor do que a pressão do gás em 
um poro embrionário, consequentemente o poro desenvolve-se. A nucleação 
de poros assim como a nucleação de sólidos pode ser descrita em termos de 
variação de energias. Só que neste caso, em lugar de calor latente de fusão, a 
variação de energia observada decorre de variações na pressão e volume do 
poro. A energia de superfície está associada com a formação de uma nova 
interface gás-líquido. A formação de um poro ocorre por um mecanismo 
semelhante ao da nucleação de sólidos: Existe um raio critico do poro, acima 
do qual o poro cresce, que depende, entre outras coisas, da diferença de 
pressão entre o poro e o metal líquido em seu redor e da energia de superfície 
da interface gás-líquido. 
Enquanto a pressão do líquido permanecer positiva, o poro não 
consegue nuclear. No entanto é muito frequente o metal líquido estar 
sobressaturado com gás dissolvido e a solidificação provoca uma tensão 
hidrostática no líquido. Quando isto sucede os poros, uma vez nucleados, 
desenvolvem-se muito rapidamente, na medida em que são “empurrados’ do 
seu interior e “puxados” pelo lado de fora. Mesmo assim a nucleação 
homogênea de poros é tão rara quanto a de sólidos, em consequência das 
elevadíssimas pressões necessárias. No caso da nucleação de poros, ao 
contrário do que sucede na nucleação heterogênea dos sólidos, são as 
partículas de menor molhabilidade (angulo de contato > 90) que são mais 
adequadas como local de nucleação. Na prática isto significa que agentes de 
nucleação podem ser adicionados com o intuito de reduzir o tamanho de grão, 
sem necessariamente nuclearem porosidades. 
 
 
 
 
 
 
 
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3. CRESCIMENTO 
Uma vez que o cristal é nucleado e o seu raio for superior ao raio critico, 
ele vai desenvolver-se. A maneira como este cristal cresce vai determinar as 
propriedades do material fundido. 
 
 
3.1.Metais Puros 
Foi mencionado anteriormente que, nos metais puros é necessário um 
certo grau de superesfriamento para que a nucleação ocorra. O mesmo ocorre 
para que o cristal continue a crescer na interface sólido/líquido. Se o metal 
estiver à temperatura de fusão não ocorre crescimento efetivo do cristal. 
Quanto maior o grau de superesfriamento mais rápido é o crescimento. A taxa 
de crescimento depende da temperatura na interface sólido/líquido, que por 
sua vez é função da taxa à qual o calor latente liberado durante a cristalização, 
é removido. Isto resulta em um gradiente de temperatura no metal líquido, que 
consequentemente afeta a forma do cristal. Os tipos de gradiente de 
temperatura possíveis de encontrar estão esquematizados na figura 5. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 5 – Gradientes de temperatura possíveis de encontrar em um metal 
fundido a) normal e b) invertido 
 
No caso normal (a) a temperatura é mais baixa na interface no que no 
seio do líquido. O crescimento ocorre uniformemente e é planar. A explicação é 
simples: se uma região na interface cresce mais rapidamente que o resto, 
T
e
m
p
e
ra
tu
ra
 
sólido líquido 
T
e
m
p
e
ra
tu
ra
 
sólido líquido 
a) b) 
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avançando para uma região mais quente do líquido, o superesfriamento reduz 
o crescimento até que toda a interface avance. Este tipo de gradiente térmico é 
comum, pois na maior parte dos casos o principal mecanismo de resfriamento 
é através do molde que contem o metal fundido, de forma que o crescimento se 
inicia na parede do molde, que nestes casos está a uma temperatura muito 
inferior à temperatura de fusão. 
No caso de gradiente térmico invertido (b), o calor é extraído através do 
líquido na frente de solidificação. Agora, quando uma região da interface se 
desenvolve mais e avança, encontra uma zona de líquido com uma 
temperatura menor que a sua temperatura de fusão e terá o seu crescimento 
favorecido. A interface em desenvolvimento tenderá a formar uma série de 
protuberâncias longas. Além disso, qualquer saliência na superfície lateral 
dessas protuberâncias tenderá a crescer de forma idêntica dando origem a 
braços secundários e terciários, estrutura dendrítica, figura 6. 
Figura 6 – Crescimento dendrítico 
 
As protuberâncias ou dendritas tendem a desenvolver-se ao longo de 
direções cristalinas preferenciais, como por exemplo, a aresta do cubo em um 
cristal CCC ou CFC. A velocidade de crescimento não aumenta 
indefinidamente, ela será constante quando se estabelece um equilíbrio entre o 
calor que se desenvolve na interface e o fluxo de calor para longe dela. Cada 
uma das dendritas desenvolve-se até que encontrem outras dendritas ou pelas 
paredes do molde. Este tipo de gradiente térmico pode ser observado, quando 
se usam moldes isolantes ou quando a superfície do metal fundido fica exposta 
ao ar. 
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3.2. Ligas Monofásicas 
Nas ligas metálicas o crescimento dendrítico é muito mais comum, e é 
provocado não por um gradiente térmico invertido, mas por gradientes de 
concentração que se desenvolvem no metal líquido quando a solidificação 
ocorre demasiado rápido, impedindo que se estabeleça um equilíbrio entre o 
sólido e o líquido. Estes gradientes de concentração fora de equilíbrio originam 
superesfriamento constitucional, o qual favorece o crescimento de dendritas a 
partir da superfície de um cristal. 
 
3.2.1. Superesfriamento constitucional 
No caso de ligas e metais impuros é importante identificar a influência 
dos elementos dissolvidos e das impurezas no grau de superesfriamento 
produzido durante o processo de solidificação. A causa deste superesfriamento 
reside na rejeição do soluto pela fase sólida, enriquecendo consequentemente 
a fase líquida junto à interface. Considere-se uma liga binária de composição 
Co, figura 7. De acordo com o diagrama de fases o primeiro sólido que se 
forma tem a composição C1, rejeitando para a fase líquida átomos de soluto, 
até que esta fase atinja a concentração C2 junto à interface sólido/líquido, 
momento em que a fase sólida tem então a composição Co. A temperatura da 
fase líquida varia com a distância à interface de acordo com a curva 1 da figura 
7, mas se o gradiente de temperatura realnas proximidades da interface seguir 
a curva 2 o líquido ficará, na frente de solidificação, a uma temperatura inferior 
à do liquido, isto é, haverá superesfriamento em certa espessura do líquido 
próximo da interface, mesmo que o gradiente seja normal (positivo). Esta 
redução de temperatura denomina-se super-resfriamento constitucional, dado 
que é consequência de mudança de composição na fase líquida. 
 Tal como no caso de gradiente invertido (negativo), a formação de uma 
frente plana é então instável, mesmo com um gradiente de temperatura 
positivo. Assim formam-se pequenas protuberâncias que tendem a se 
desenvolver no líquido superesfriado, havendo regiões do mesmo grão que se 
desenvolvem mais que outras. Em conseqüência deste crescimento, há uma 
nova distribuição do soluto que desativa o crescimento de posições adjacentes 
no grão. Devido à simetria do processo de difusão que controla essa nova 
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distribuição, as protuberâncias tem um espaçamento uniforme e se a zona 
líquida com superesfriamento for muito estreita as protuberâncias aglomeram-
se unicamente na superfície do cristal em crescimento e revelam-se como uma 
estrutura colunar. Mas se a espessura do líquido superesfriado for significativa, 
então as protuberâncias da estrutura colunar podem crescer rapidamente 
segundo determinadas direções cristalográficas, obtendo-se uma estrutura 
dendrítica colunar. 
 
Figura 7 a) Solidificação de uma liga de composição Co nas condições de 
equilíbrio. Superesfriamente constitucional b) curva de concentração do soluto 
em função da distância à interface sólido/líquido; c) temperatura liquidus (1) e 
gradiente de temperatura correspondente (2) em função da distância à 
interface. 
 
3.2.2. Desenvolvimento de dendritas 
Num cristal em crescimento, à medida que átomos de soluto são 
rejeitados, ocorre um enriquecimento de soluto na interface sólido/líquido. Se 
esta camada rica em soluto sofrer um superesfriamento constitucional, as 
pontas de qualquer protuberância que avancem através desta camada tornam-
se estáveis e crescem. Estes serão os braços principais das dendritas, ao se 
desenvolverem deixam infiltrações de um liquido rico em soluto, figura 8. Estes 
braços principais podem ser suficientes em número para formar um arranjo 
continuo e paralelo, levando à formação de uma frente de crescimento colunar. 
Figura 8 – Segregação do soluto no desenvolvimento de dendrítas 
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Figura 8 – Segregação do soluto no desenvolvimento de dendrítas 
 
Mais frequentemente, a rejeição de soluto lateralmente provoca a 
formação de braços secundários e ramificações, originando uma morfologia 
dendrítica. 
A morfologia de crescimento depende tanto da taxa de solidificação local 
como do gradiente de temperatura. Para baixas taxas de solidificação, o soluto 
tem tempo para se difundir desde a interface até ao seio do líquido, originando 
um crescimento planar. Para elevadas taxas de solidificação, o soluto 
concentra-se na interface, criando um potencial para o superesfriamento 
constitucional. Somando a isto se o gradiente de temperatura local no líquido 
for suficientemente baixo, ocorrerá superesfriamento constitucional e 
crescimento, ou seja instabilidade da interface. 
A figura.9 esquematiza três situações diferentes onde a temperatura do 
líquido varia com a distância à interface, em consequência do acumulo de 
soluto. Quando o gradiente de temperatura é elevado, figura.9a), não ocorre 
superesfriamento constitucional e o crescimento é planar. Na segunda 
situação, figura.9b), o gradiente de temperatura é suficientemente baixo para 
provocar um pequeno grau de superesfriamento constitucional, levando a um 
crescimento colunar. Já no último caso, figura .9 c), o gradiente de temperatura 
é baixo mas o superesfriamento constitucional é elevado, obtendo crescimento 
dendrítico. 
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Figura.9 – Efeito do superesfriamento constitucional na morfologia de 
solidificação. 
 
Uma vez nucleadas as dendritas avançam lateralmente, e os seus 
braços secundários desenvolvem-se até que uma rede se forma, figura.10 e 
11. 
Quando a solidificação termina, todas as dendritas que se formaram a 
partir de um mesmo núcleo formam um grão/cristal. A desorientação 
cristalográfica entre os braços das dendritas é de apenas alguns graus e é 
acomodado por contornos de grão de baixo angulo, que consistem de arranjos 
de discordâncias. Já os cristais são separados por contornos de grão de alto 
angulo, apresentando uma desorientação de pelo menos 10. Assim o tamanho 
de grão de um metal fundido é determinado pelo número de locais de 
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nucleação, enquanto que a granulometria da estrutura dendrítica é definida 
pela taxa de solidificação, já que esta controla o grau de superesfriamento 
constitucional. 
 
Figura 10 – Formação da estrutura dendritica ; destaque para o 
espaçamento entre braços secundários que vai determinar as propriedades 
mecânicas 
 
Figura 11 – Estrutura dendritica de um componente fundido 
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Na maioria dos produtos fundidos com estruturas dendríticas, as 
dendritas quebram à medida que crescem. Quanto mais finas as dendritas, 
mais facilmente quebram. Assim, uma alta taxa de solidificação, que origina 
estruturas dendríticas finas, forma grãos pequenos e consequentemente 
materiais duros e resistentes. Apesar dos benefícios que um tamanho de grão 
fino traz para produtos trabalhados, em produtos fundidos uma estrutura 
refinada pode influenciar negativamente as propriedades mecânicas devido à 
nucleação de poros. Isto ocorre porque, apesar de todos os produtos 
trabalhados terem sido fundidos inicialmente, o trabalho a quente homogeneiza 
segregações e fecha poros, decorrentes do processamento inicial do material. 
Nestas condições contornos de grão de altos angulo são frequentemente as 
barreira mais significativas à movimentação de discordâncias presentes na 
microestrutura. 
Na prática em uma microestrutura fundida a redistribuição de soluto 
durante o crescimento das dendritas, resulta normalmente na formação de uma 
segunda fase. Estas são barreiras interdendriticas ao movimento de 
discordâncias, sendo pelo menos tão importantes quanto os contornos de grão. 
Esta é a razão pela qual as propriedades mecânicas dos produtos fundidos são 
controladas pela estrutura dendrítica e não pelo tamanho de grão. O 
refinamento de uma estrutura dendrítica é descrito pelo espaçamento entre os 
braços das dendritas. O espaçamento entre os braços secundários das 
dendritas é considerado o melhor parâmetro para caracterizar a microestrutura. 
Desde que a macroporosidade não seja um problema, as propriedades 
mecânicas dos produtos fundidos são fortemente dependentes do 
espaçamento entre braços secundários das dendrítas. 
O espaçamento entre braços secundários das dendritas diminui com o 
aumento da taxa de solidificação, de fato verificou-se que ele é proporcional a 
(DL tf)
n, onde DL é o coeficiente de difusão do soluto no líquido, tf é o tempo de 
solidificação local e n toma valores entre 0.3 e 0.4. Relacionando o tamanho de 
grão com o espaçamento entre dendrítas percebe-se que é impossível obter-se 
um tamanho de grão menor do que o espaçamento entre dendrítas, e que na 
verdade o tamanho de grão de um fundido raramente é controlado pela taxa de 
solidificação. O tamanho de grão é controlado pelo processo de nucleação e 
por processos mecânicos, como a agitação, que leva a fragmentação das 
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dendritas, enquanto que o espaçamento entre braços secundários de dendritas 
é controlado pela taxa de solidificação. Assim se for possível aumentar a taxade solidificação de um material fundido sem aumentar a porosidade, é possível 
melhorar as propriedades mecânicas do componente produzido. 
Nas ligas fundidas, onde se tem superesfriamento constitucional e 
crescimento dendritico, o último líquido que solidifica nos espaços 
interdendriticos é mais rico no elemento de menor ponto de fusão. A 
composição das dendritas varia do seu centro até à periferia, ocorrendo o 
fenômeno de coroamento (microsegregação), que pode ser bastante severo. A 
presença de uma fase interdendritica com menor ponto de fusão pode limitar a 
temperatura de qualquer tratamento térmico posterior. 
Muitas das ligas fundidas são de sistemas eutéticos, o que significa que 
mesmo que a liga não seja de composição eutética, o enriquecimento em 
soluto que ocorre nos espaços interdendriticos significa que o último líquido a 
solidificar é de composição eutética, figura 12. 
Figura 12 – Dsenvolvimento de dendritas em um sistema eutético 
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Ocorrem ainda uma série de efeitos secundários em consequencia desta 
segregação Por exemplo, se o componente de baixo ponto de fusão, ou soluto, 
apresentar uma densidade significativamente diferente da do resto do material, 
ele pode se depositar no fundo do molde ou flutuar por cima do resto do 
material fundido. Este fenômeno denomina-se de macrosegregação e pode ser 
observado em lingotes de aço ou em peças fundidas muito grandes. 
Um outro efeito secundário que ocorre é o aparecimento de inclusões 
não metálicas, decorrentes de impurezas presentes no metal fundido que se 
alojam nos espaços interdendriticos. Estas inclusões podem ser de duas 
origens: inclusões primárias formadas no seio do metal fundido, que no caso de 
não servirem como nucleadores de sólido, são “empurradas” para os espaços 
interdendriticos pela frente de solidificação. As inclusões secundárias nucleiam 
e crescem nos espaços interdendriticos devido à elevada concentração de 
soluto. A microporosidade também tende a se localizar nos espaços 
interdendriticos, pois estas são as últimas áreas a solidificar e qualquer 
inclusão primária que se aloque aí, pode nuclear poros. 
Uma elevada taxa de solidificação reduz o espaçamento entre os braços 
secundários das dendritas, e a escala da microestrutura. Quaisquer inclusões 
ou poros também terão a sua dimensão reduzida, e o material será mais 
homogêneo. Recozimento posterior da peça fundida contribuirá para uma 
homogeneização da estrutura.