Materiais Metálicos
Defeitos Volumétricos
Nucleação de Cristais
Defeitos Volumétricos
Conceito
Defeitos tridimensionais
Ocupam determinado volume no interior do
cristal
Defeitos volumétricos mais comuns
Vazios
Bolhas de gás Inclusões
Vazios
Podem ser formados pelo coalescimento
de vacâncias.
Em metais temperados (as-quenched),
observa-se que os vazios não possuem
formas esféricas, mas são contornados
pelas faces cristalográficas.
Os vazios apresentam tipicamente “raio”
de cerca de 50 nm.
A formação dos vazios é favorecida por
taxas de têmpera lentas e temperaturas
de envelhecimento altas.
Vazios
A formação de vazios é favorecida pela
presença de gás em solução sólida. Por
exemplo, hidrogênio em Cu e hidrogênio e
oxigênio em Ag. No Al e Mg a formação de
vazios é favorecida pela têmpera em
atmosfera úmida, provavelmente devido a
produção de hidrogênio proveniente de
reações de oxidação.
Os vazios não são bolhas de gás.
A presença de vazios pode ser favorecida pelos
gases dissolvidos mas o crescimento do vazio se dá pela incorporação de vacâncias.
Vazios
A formação de vacâncias em supersaturação
pode ocorrer como resultado da irradiação do
metal. Estas vacâncias em supersaturação
podem então coalescer para formar vazios,
em temperaturas intermediárias (~ 0,3 – 0,6
T
f).
A presença de vazios facilita a nucleação de
trincas e, conseqüentemente, fratura dos
materiais metálicos.
Bolhas de gás
São defeitos volumétricos decorrentes do
acúmulo de gases em regiões confinadas no
interior do metal.
Estes defeitos são formados pela mudança
de solubilidade do gás no estado líquido e no
estado sólido durante a solidificação do
metal.
A solubilidade do gás no metal decresce com a
temperatura e, na transição líquido – sólido, há um abaixamento abrupto de solubilidade.
Bolhas de gás
O gás é segregado pelo metal
solidificado ao líquido remanescente.
As bolhas se formam pela
passagem do gás da forma monoatômica em diatômica.
Nas bolhas, o gás é aprisionado
em relativa alta pressão.
Esse defeito representa um
sério problema durante
eventuais etapas posteriores de processamento.
Inclusões
São partículas indesejáveis constituídas de fases
estranhas ao metal ou liga.
As inclusões podem ser oriundas da
incorporação de partículas da escória ou do refratário ao interior do metal líquido.
As inclusões podem também ser provenientes de
compostos formados por reações físico-químicas com impurezas do metal.
Exemplos típicos são os compostos formados
Nucleação de cristais
Nucleação de cristais
Passagem de um estado atômico de desordem, onde os
átomos tem alta mobilidade, para um estado de ordem, onde os átomos perdem a mobilidade e assumem
posições fixas Æ nucleação de um sólido num líquido; nucleação de líquido no vapor; etc.
A nucleação pode ocorrer também pela formação de uma
“segunda fase” sólida numa matriz sólida Æ precipitação numa solução sólida super-saturada.
A nucleação pode ser:
Homogênea – os núcleos são formados estatisticamente em sítios
da fase primária (que pode ser o líquido, por exemplo).
Heterogênea – os núcleos são formados em sítios preferenciais da
fase primária. No caso de nucleação a partir do líquido, os sítios preferenciais podem ser as paredes do molde, superfície do
Formação de embriões na nucleação
homogênea
Formação de embriões na
nucleação homogênea
Como se dá a formação de fase sólida a
partir do resfriamento de um metal
Super-resfriamento
1. Redução da temperatura na fase líquida.
2. Aquecimento do sistema pela liberação do calor latente de fusão (recalescência). 3. Equilíbrio do calor gerado pela solidificação e pela transmissão de calor pela parede do molde
4. O sistema está solidificado e reduz sua temperatura.
Como se expressa o equilíbrio termodinâmico de uma
Nucleação homogênea
No caso da nucleação a
partir do líquido, os átomos podem estatisticamente se aproximar o suficiente para formar embriões, que
podem ser considerados como pequenos núcleos.
Se a T > Tf, os embriões irão
se decompor
espontaneamente (Gs > Gl).
Quando T = Tf, Gl = Gs. Quando T < Tf, Gl > Gs.
Nucleação homogênea
A formação de um núcleo → balanço de energia
livre→ uma parcela relacionada a formação da
interface sólido/líquido e uma fração relacionada a mudança de estado dos átomos.
Assumindo uma geometria esférica dos embriões
(com raio igual a r), temos:
energia interfacial entre a fase líquida e a sólida.
T < Tf → - Diferença da energia livre de Gibbs por
Nucleação homogênea
Na curva soma da contribuição volumétrica e da
contribuição devido a interface, temos um ponto de máximo de onde obtemos
r* - raio crítico
∆G* - energia de ativação (barreira energética) para
Nucleação homogênea
Para r < r* → embriões instáveis. Para r > r* → embriões podem crescer se
tornando núcleos estáveis.
Núcleos estáveis Æ r0 = 1,5 r*
Os núcleos que atingem o valor de r0 iniciam a
cristalização.
Derivando ∆G em função do r, é obtido o valor
de r*
Obs: Tm e Tf são a mesma coisa: Temperatura de
fusão (melting). ∆T é o valor de super-resfriamento.
T
L
T
r
v m SL∆
−
=
2
γ
*
Nucleação homogênea
Substituindo o valor de r* na equação da energia
livre ∆G, é obtido o valor de energia de ativação ∆G*:
Por exemplo, no caso do Ni com super-resfriamento
de 300K, um raio crítico com r* = 2,2 nm e ∆G* = 58 eV.
Devido aos altos valores de energia de ativação
para nucleação (∆G*), são necessários substanciais super-resfriamentos. 2 2 2 3 *
.
3
16
T
L
T
G
v m SL∆
=
∆
πγ
Nucleação homogênea
Influência do super-resfriamento térmico sobre a variação de energia livre na nucleação homogêneaNucleação homogênea
Valores de temperatura de solidificação, calor de solidificação, energia superficial e super-resfriamento máximo de alguns metais. Fonte: B Chalmers, “Solidification of Metals”.
Metal (Tm) Temperatura de fusão/solidificação (°C) Ls ou ∆Hs Calor latente de solidificação (J/cm3) γ Energia superficial (J/cm2×10-7) ∆T de super-resfriamento máximo observado (°C) Pb 327 -280 33.3 ×10-7 80 Al 660 -1066 93 ×10-7 130 Ag 962 -1097 126 ×10-7 227 Cu 1083 -1826 177 ×10-7 236 Ni 1453 -2660 255 ×10-7 319 Fe 1535 -2098 204 ×10-7 295 Pt 1772 -2160 240 ×10-7 332
Nucleação homogênea
Abaixo de Tf, o líquido é a fase metaestável. No início da transformação sólido – líquido, é
necessária energia para formação de núcleos críticos.
Segundo Volmer e Weber, Nn é o número de N
embriões com n átomos, que é dado pela estatística de Boltzmann:
Onde N = NL / Vm é o número total de átomos por unidade
de volume no metal super-resfriado, NL é o número de Avogadro, Vm é o volume molar, ∆G(n) é a energia
necessária para formar embriões contendo n átomos e kB é a constante de Boltzmann.
Nucleação homogênea
Alguns modelos para formação de núcleos em regime
estacionário foram propostos (por Volmer e Weber, Becker e Doring, Turnbull e Fisher).
A taxa de conversão de embrião de tamanho n* para
n*+1,K+
n* é dada por:
Onde fv (= kB.T / h; h = cte de Planck) é a freqüência de
vibração dos átomos no estado líquido; o fator 4n*2/3
considera que a incorporação de mais um átomo ao embrião só pode ocorrer na superfície.
Nucleação homogênea
Nucleação homogênea
Então, a taxa de nucleação em estado estacionário é
dada por:
Onde Γz é o fator de Zeldovich relacionado com a variação de
energia livre do estado líquido para o sólido e assume valores entre 0,01 e 0,1; ∆Ga – barreira de ativação para difusão
interatômica no líquido.
Para altas taxas de super-resfriamento, a primeira exponencial
(energia de ativação para difusão no líquido) controla a taxa de nucleação; para baixas taxas de super-resfriamento a segunda exponencial (energia de ativação para a formação de núcleos críticos) controla a taxa de nucleação.
Nucleação heterogênea
Na nucleação heterogênea, a formação de núcleos é
favorecida pela presença de interfaces em contato com o líquido (paredes de moldes, inclusões, agentes
nucleantes, etc.)
Primeiro modelo de nucleação heterogênea foi
Nucleação heterogênea
γSL= tensão sólido/líquido;
γST= tensão sólido/substrato;
γLT= tensão líquido/substrato;
θ é o ângulo de molhamento que traduz a afinidade físico/química entre o embrião e o substrato.
Então, se tem um equilíbrio de tensões
superficiais: γ
Nucleação heterogênea
T V SLL
Tf
r
∆
=
2
γ
* Raio crítico(
θ
θ
)
γ
π
3 2 2 2 2 *cos
cos
3
2
3
4
+
−
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
∆
=
∆
T
L
T
r
G
V f SL( )
θ f T T G G HET HOM HOM HET 2 * * ⎟⎟ ⎠ ⎞ ⎜⎜ ⎝ ⎛ ∆ ∆ = ⎟⎟ ⎠ ⎞ ⎜⎜ ⎝ ⎛ ∆ ∆( )
(
)
θ θ θ 3 cos cos 3 2 4 1 + − = fNucleação heterogênea
( )
1
180
→
=
=
θ
θ
of
* * HOM HETG
G
≤
∆
∆
Casos-limite de molhamento entre o embrião e o substrato na nucleação heterogênea
Inoculantes
m m sa
a
a
e
=
−
Alta eficiência para e < 0,15 e = índice de epitaxiaas= espaçamento da rede cristalina do substrato am= espaçamento da rede cristalina do metal (núcleo)
Inoculantes
(a) (b)
Macroestrutura (x1) da seção longitudinal de lingotes de alumínio solidificados em molde de coquilha de aço: (a) estrutura solidificada normal sem nenhum tipo de inoculação; (b) com inoculação prévia de boro-titânio para refino de grão.
Exemplos de inoculantes para refino de grão e sua eficiência relativa de atuação
Metais e Ligas
Inoculantes Eficiência relativa
Ligas de Magnésio Cloreto de ferro Carbono
Zircônio
Alta Alta Moderada Alumínio e suas ligas Titânio
Boro Nióbio
Alta Alta Moderada Titânio e suas ligas Terras raras (Pr, Nd, Dy)
Níquel Cobalto
Moderada Baixa Baixa
Zinco Alumínio Moderada
Estanho Germânio Índio
Moderada Baixa
Chumbo Telúrio Moderada
Ligas e Cobre Ferro Nióbio Vanádio
Moderada Baixa Baixa Ligas de Níquel Cobalto
Óxido de Cobalto
Moderada Alta Ferro Fundido Terras raras Moderada Aço Comum Nióbio
Titânio
Moderada Moderada
Bibliografia
D. Herlach, et. al. Metastable Solids from
Undercooled Melts. Pergamon Materials
Series, 2007.
R. Asthana, et. al. Materials Processing
and Manufacturing Science. Elsevier
Science, 2005.