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Prof. Luiz Cláudio Cândido MECANISMOS DE ENDURECIMENTO Prof. Leonardo Barbosa Godefroid candido@em.ufop.br leonardo@em.ufop.br ENDURECIMENTO POR PRECIPITAÇÃO MINISTÉRIO DA EDUCAÇÃO E DO DESPORTO Universidade Federal de Ouro Preto Escola de Minas – Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais Grupo de Estudo Sobre Fratura de Materiais Telefax: 55 - 31 - 3559.1561 – E-mail: demet@em.ufop.br METALURGIA MECÂNICA Endurecimento por precipitação 1 – Introdução 2 – Interações discordâncias – precipitados 3 – Aços microligados 4 – Ligas de alumínio tratadas termicamente 5 – Fatores adicionais 6 – Efeitos da precipitação em outras propriedades ENDURECIMENTO POR PRECIPITAÇÃO INTRODUÇÃO A precipitação de uma segunda fase a partir de uma solução sólida superssaturada é, na prática, uma técnica versátil e comum de endurecimento. O processo pode ser aplicado a uma série de sistemas. Para isto, deve-se obedecer às seguintes regras: formar uma solução sólida superssaturada a elevadas temperaturas; rejeitar um precipitado finamente disperso durante o envelhecimento. O tratamento de precipitação consiste nos seguintes estágios: b) têmpera – envolve o resfriamento rápido até a temperatura ambiente (ou abaixo dela), de tal sorte a evitar a formação de precipitados estáveis obtem-se a solução sólida supersaturada. a) solubilização – envolve o aquecimento da liga até a região monofásica, com manutenção durante um longo tempo, para dissolução de qualquer precipitado. c) envelhecimento – este tratamento consiste em se manter o material na temperatura ambiente (ou acima desta), para se obter estruturas precipitadas bem finas. O precipitado produzido pode ser: b) semi-coerente – significa que só existe uma correspondência parcial entre as respectivas redes; discordâncias formam-se nos sítios de não-correspondência. c) incoerente – significa a inexistência de qualquer correspondência entre as respectivas redes. a) coerente com a matriz – significa que existe uma correspondência cristalográfica entre a rede do precipitado e a rede da matriz. Exemplo: Sistema Cu-Al zonas GPI: coerentes zonas GPII: semi-coerentes estrutura intermediária ‘: semi-coerente estrutura de equilíbrio : incoerente Obs.: zonas GP = zonas de GUINIER-PRESTON. Introdução a) solução sólida; b) precipitado coerente; c) precipitado semi-coerente; d) precipitado incoerente. Introdução Esquema mostrando a evolução da precipitação – solução sólida, precipitado coerente, precipitado semi-coerente, precipitado incoerente. Introdução Introdução Representação esquemática de precipitados em um sólido cristalino; a) precipitado coerente; b) precipitado semi-coerente; c) precipitado incoerente. Introdução Microestruturas na temperatura ambiente do sistema Al-4%Cu; (a) produzida por resfriamento lento a partir de 5500C; (b) produzida por resfriamento rápido a partir de 5500C. Diagrama de fases Cu-Al, mostrando as linhas solvus para as fases GP, ”, ’ e . Introdução Introdução Introdução Diagrama de resfriamento contínuo para o sistema Al-4%Cu, mostrando as etapas do envelhecimento por precipitação. Introdução Estrutura e morfologia de , ’ e ” no sistema Al-Cu. Introdução A situação de incoerência é também apresentada em sistemas endurecíveis por dispersão. Neste caso, são introduzidas partículas duras, com Al2O3 ou SiO2, em uma matriz dúctil por metalurgia do pó, por oxidação interna, ou por adição de partículas sólidas à liga no estado líquido. Uma vantagem dos sistemas endurecíveis por dispersão é a sua alta resistência a elevadas temperaturas. Por outro lado, são bem difíceis de serem usinados. O pico na curva de endurecimento é devido a uma ótima distribuição de tamanho de precipitados e deformação de coerência na matriz. A queda na resistência com o super-envelhecimento é devida à formação de precipitados de grande tamanho. Introdução Introdução Aço com 0,03%C, envelhecido a 600C. Introdução Aço com 0,03%C, envelhecido a 600C. Interações Discordâncias - Precipitados Os seguintes modelos foram propostos para explicar a interação discordâncias-precipitados: a) interação de longo alcance; b) as discordâncias cortam as partículas no plano de deslizamento; c) as discordâncias dobram-se ao redor das partículas no plano de deslizamento. A mais importante das teorias de longo alcance é devida a MOTT-NABARRO (1940). Esta teoria é baseada na análise do campo de tensões resultante da diferença de volume atômico médio da matriz e do precipitado. Nesta teoria, a tensão crítica de cisalhamento será: ys 2 G f ys G r r 0 f : : : : Tensão de escoamento Módulo de cisalhamento da matriz Deformação de desajuste Fração volumétrica de precipitados Considerando a discordância como uma linha flexível, o raio de curvatura desta linha é dado por: r Gb YS2 f b r 4 Conclusão: A linha da discordância evita os obstáculos por flexão ao redor do campo de tensão dos precipitados. Para ocorrer endurecimento, deve existir um espaçamento crítico entre as partículas. Falha desta teoria: deve-se considerar uma interação de curto alcance. Admitindo então uma interação de curto alcance, podemos considerar dois casos limites: a) as discordâncias cortam os precipitados; b) as discordâncias dobram-se nos precipitados Interações discordâncias - precipitados O raio de curvatura de tal linha de discordância flexível pode ser reduzido por uma tensão aplicada, , e é aproximadamente: r = espaçamento entre os precipitados Assim, a linha da discordância, sendo flexível, pode evitar os obstáculos pelo encurvamento ao redor dos campos de tensão dos precipitados e o raio de curvatura deve ser da mesma ordem de grandeza que o espaçamento interparticular para que o modelo de Mott e Nabarro seja válido. O corte dos precipitados ocorre com as zonas GP. A tensão necessária para mover a discordância será: : tensão de corte : energia das superfícies criadas no precipitado r: raio do precipitado x: distância entre precipitados BROWN e HAM (1971): 2 1 2 1 2 3 b r fk bx r 2 Interações discordâncias - precipitados O dobramento das discordâncias ocorre com os precipitados semi-coerentes e incoerentes. A tensão necessária para gerar anéis será dada pelo modelo de OROWAN (1948): x bG x = distância entre precipitados Interações discordâncias - precipitados Exemplos microestruturais com os mecanismos de corte de precipitados e dobramento de discordâncias: Liga Ni-19%Cr-6%Al envelhecida a 750oC por 540h e deformada 2%.Liga Al-0,2%Au. Uma modificação do modelo de OROWAN foi proposta por ASHBY (1968) : b x l bG 2 ln 2 l = espaçamento entre precipitados (superfície a superfície). x = diâmetro médio dos precipitados. GLADMAN (1975): B X X fA ln Interações discordâncias - precipitados Resultados experimentais versus modelo de Orowan-Ashby Interações discordâncias - precipitados Aços Microligados (HSLA) HSLA = High-Strength Low-Alloy Steel Elemento Precipitados Principais Nb V Nb + Mo V + N Cu + Nb Ti Al + N Nb (C,N), Nb4C3 V (C,N), V4C3 (Nb,Mo)C VN Cu, Nb (C,N) Ti (C,N), TiC AlN Os aços microligados são geralmente submetidos ao chamado tratamento de laminação controlada. Este tratamento consiste de deformação a quente, em temperaturas específicas e resfriamentos controlados. Os objetivos principais são: a) Obter um finíssimo tamanho de grão ferrítico os precipitados retardam o crescimento de grão austenítico. b) Obter um endurecimento por precipitação dos grãos ferríticos interação precipitados x discordâncias. Aços microligados são aços baixo carbono (0,05 a 0,20% C; 0,6 a 1,6% Mn), que contém cerca de 0,10% de elementos como Nb, V ou Ti. Laminação convencional Laminação controlada Aços microligados(HSLA ou ARBL) Exemplos de microestruturas com precipitados em aços microligados: Partículas de carboneto de vanádio em aço microligado Precipitação de carboneto de nióbio em contornos de sub-grãos de aço microligado. Aços microligados (HSLA ou ARBL) Aços microligados (HSLA ou ARBL) Efeito de Nb e de Ti no endurecimento de chapas de aço. Efeito de elementos microligantes no tamanho de grão ferrítico. Ligas da série alumínio-magnésio-silício (6XXX): contêm adições de magnésio e silício de 0,4-1,2 % cada um, e algumas vezes pequenas quantidades de cobre, cromo ou manganês. Estas ligas são geralmente envelhecidas artificialmente, numa faixa de temperatura de 140 o C-185 o C. Estas ligas atingem valores médios a altos de resistência mecânica, combinado com uma boa resistência à corrosão. Nestas ligas o endurecimento ocorre num campo de solubilidade ternário, isto é, Mg e Si combinam-se para formar Mg2Si , que precipita, causando o endurecimento. Por esta razão, estas ligas geralmente possuem uma relação atômica de Mg-Si próxima de 2:1. Ligas das séries alumínio-zinco-magnésio e alumínio-zinco-magnésio-cobre (7XXX): são ligas de elevada resistência mecânica, similar ao sistema Al-Cu-Mg, exceto pela adição de zinco no lugar do cobre, ou combinado com o cobre. As ligas Al-Zn-Mg são utilizadas em várias composições. As ligas mais usadas apresentam aproximadamente 4,5% Zn e 1,3% Mg , que conferem boa formabilidade durante a extrusão ou laminação, com satisfatória resistência à corrosão. Estas ligas alcançam uma média a elevada resistência mecânica, após envelhecimento na temperatura ambiente em poucas semanas, ou alguns meses em baixa temperatura. Máximos valores de propriedades são alcançados por envelhecimento artificial entre 130 o C- 170 o C. As ligas Al-Zn-Mg-Cu apresentam a maior resistência mecânica de todas as ligas de alumínio, excedendo mesmo um aço estrutural comum. O envelhecimento artificial é promovido entre 120 o C-160 o C. Ligas da série alumínio-cobre (2XXX): contêm 1-5 % de cobre como principal elemento de liga endurecedor. Adições de magnésio entre 1,2-1,8 % aumentam o envelhecimento natural (na temperatura ambiente) da liga e também a resistência máxima. Após estocagem por diversos dias na temperatura ambiente, a liga atinge a resistência de um aço estrutural comum. Ligas de alumínio-lítio (2XXX e 8XXX): são ligas que apresentam o elemento lítio, principalmente para alterar a rigidez e a densidade do material. Para cada 1 % de adição em peso de lítio, o módulo de elasticidade é aumentado em 6 %, e a densidade é abaixada em 3 %. Ligas de alumínio tratadas termicamente Exemplos de microestruturas de ligas de alumínio: Precipitados ’ (CuAl2) numa liga Al-Cu envelhecida a 240 o C. Precipitados ’ na matriz e no contorno de grão (MgZn2) numa liga Al-6Zn-3Mg envelhecida a 180 o C. Precipitados ’ numa liga Al-Li envelhecida a 190oC, incluindo precipitação numa partícula ’ (Al3Zr). Ligas de alumínio tratadas termicamente Fatores adicionais ao endurecimento por precipitação Estrutura de Widmanstäten. Fatores adicionais ZLP numa liga Al-Ge (20000X). ZLP numa liga comercial de Al-Zn-Mg-Cu de elevada resistência mecânica. Fatores adicionais Morfologia de Widmanstätten de precipitados ’ numa liga Al-4%Ag. Morfologia de Widmanstätten de fases: (claro) e (escuro) numa liga Ti-6Al-4V. Fatores adicionais Microestruturas de uma liga Fe-0,15%C, austenitizadas, mantidas em uma certa temperatura, e depois temperadas. a) 800oC por 150s; b) 750oC por 40s; c) 650oC por 9s; d) 550oC por 2s. Efeito da precipitação em outras propriedades Partículas deformáveis: Não causam grande aumento na taxa de encruamento. A deformação uniforme é reduzida. Na transição dúctil-frágil, deslocam a temperatura de transição para a direita, diminuindo a tenacidade. Partículas não deformáveis: Produzem elevada taxa de encruamento. A deformação uniforme é reduzida. Na transição dúctil-frágil, deslocam a temperatura de transição para a direita, diminuindo a tenacidade.
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