Pme 2310

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PME 2310 – MATERIAIS PARA CONSTRUÇÃO MECÂNICA Prof. Dr. André P. Tschiptschi - PMT Prof. Dr. Hélio Goldenstein - PMT Prof. Dr. Amilton Sinatora – PME 1- Origem das Microestruturas dos Metais - A Solidificação A maioria dos métodos de obtenção dos metais passa necessariamente por uma etapa de fusão de matérias primas, obtendo-se metal líquido, seguida da solidificação deste metal. A solidificação pode ser em moldes, obtendo-se peças com dimensões próximas às dimensões finais em outros casos, como para lingotes ou pós obtidos por solidificação de gotículas, o material, antes de atingir as forma final, deve ser trabalhado no estado sólido. (ou sólido mais líquido). Neste capítulo é feito um estudo introdutório da solidificação de modo a se entender a formação dos cristais sólidos. Emprega-se para isto os diagramas de fase que apresentam dados de transformações de fase de uma forma sistemática e condensada, explicitando as transformações que ocorrem em equilíbrio. Mediante a análise das informações contidas nos diagramas, pode-se selecionar preliminarmente, as composições dos materiais mais adequadas para a fundição e para alguns tratamentos térmicos. Mais adiante serão analisados os efeitos dos afastamentos do equilíbrio e o papel da cinética na solidificação e, nos capítulos posteriores, em outras transformações de fase A reação de solidificação envolve a ordenação, na forma de cristais bem definidos, dos átomos que se encontravam desordenados no estado líquido, sendo por isto também conhecida como reação de cristalização. A solidificação ocorrerá sempre que no resfriamento se atingir temperaturas menores ou iguais à temperatura de solidificação do metal ou da liga metálica. Na prática é necessário que a temperatura seja inferior a temperatura de solidificação, dizendo-se que por isso a reação de solidificação ocorre com um super-resfriamento designado por: ΔT = Ts – T (Equação 1.1) Onde: Ts é a temperatura de equilíbrio entre as fases líquido e sólido (temperatura de inicio da solidificação); T é a temperatura na qual a reação de solidificação esta ocorrendo. O super-resfriamento é necessário para gerar um excedente de energia livre para criação das interfaces entre o núcleo sólido e o líquido. A formação do sólido a partir do liquido é um fenômeno dinâmico de formação e dissolução simultâneas de embriões sólidos que acontece continuamente. Para cada temperatura menor que Ts a reação evoluirá no sentido da formação de sólido, predominando a formação de embriões sobre sua dissolução. Para temperaturas maiores que Ts haverá predominância da diluição dos embriões e conseqüente liquefação do sólido. A solidificação envolve duas etapas distintas. Numa primeira é necessário que ocorra a formação de uma porção do sólido que tenha tamanho suficiente para sobreviver, designando-se esta etapa de nucleação, ou etapa de formação de núcleos para diferenciar estas partículas dos embriões. Após isto se dá a etapa de crescimento na qual os núcleos aumentam de dimensões. Em cada temperaturas abaixo de Ts o raio mínimo dos embriões que sobreviverão é designado de raio crítico, calculado por: r* = 2σTs/(L ΔT) (Equação 1.2) Onde: σ é a tensão superficial entre o líquido e o sólido; L é o calor latente de solidificação i . Sabe-se, ainda, que a taxa de nucleação N* depende ainda mais fortemente do superresfriamento obedecendo a uma relação do tipo N* α exp-(1/(ΔT2) (Equação 1.3) Das equações 1.2 e 1.3 depreende-se que quanto maior o super-resfriamento menor será o tamanho do núcleo crítico e maior a quantidade de núcleos formados. A diminuição da mobilidade atômica com o decréscimo da temperatura impõe um limite natural ao aumento indefinido da taxa de nucleação com o super-resfriamento. A etapa de crescimento também depende do super-resfriamento de uma forma semelhante. 2 Para finalizar estas considerações preliminares sobre solidificação é importante lembrar que a nucleação de cristais é em geral heterogênea, ou seja, ocorre sobre substratos que podem ser a parede do molde, partícula sólida de impurezas ou do próprio metal sólido presentes no líquido. Em decorrência, o número de átomos necessários para a formação de um núcleo bem como o super-resfriamento necessário para a solidificação são, na realidade, significativamente menores do que os que ocorreriam se a nucleação fosse homogênea. 2- Sistemas Isomorfos - Ligas Cu - Ni O sistema Cu-Ni tem sua importância industrial devido as ligas 55Ni-45Cu conhecida como constantã empregada na fabricação de resistências elétricas devido às suas altas resistividade e a manterem constante com a variação de temperatura sua resistência elétrica. Outras ligas importantes deste sistema são os monéis que são empregados na confecção de tubos condutores de fluidos corrosivos como, por exemplo, os destinados a conduzir água do mar nas instalações de combate a incêndio de navios. Neste capítulo estas ligas são empregadas com o fim didático de apresentar uma primeira noção de como se formam as estruturas dos metais e ligas, como estas ligas podem ser deformadas e como ocorre sua recristalização durante os tratamentos térmicos. Preliminarmente será analisada a solidificação de metais puro de modo a subsidiar o entendimento da solidificação nos sistemas isomorfos. 2.1 -Sistemas de um componente - Metais Puros Os metais puros solidificam, em condições de equilíbrio termodinâmico, na temperatura de solidificação Ts, obedecendo a regra das fases de Gibbs. Para sistemas submetidos à pressão constante de uma atmosfera: P+F=C+1 (Equação 1.4) Onde: P é o número de fases; C é o número de componentes; F é o número de graus de liberdade. No caso de um sistema de um componente em equilíbrio, tem-se: P = 2 (sólido e líquido) C = 1 (um elemento químico). Portanto, F, o número de graus de liberdade, será igual a zero, indicando uma reação invariante com Ts constante. A solidificação, todavia, ocorre na 3 maioria dos casos práticos fora do equilíbrio e sem que haja uma restrição externa à variação da temperatura, ou seja, a temperatura de reação na prática pode variar no transcurso da reação. A temperatura efetiva de reação será fruto do balanço térmico entre o calor retirado pelo meio ambiente a liberação de calor latente durante a solidificação decorrente das reações de nucleação e crescimento. A variação de temperatura pode ser visualizada em curva Temperatura X tempo, conhecidas como curvas de análise térmica, visualizadas na Figura 1.1. (A) (B) Figura 1.1: Curva de análise térmica A) Em equilíbrio, B) Fora do Equilíbrio O estudo da solidificação em sistemas de dois componentes será feito com base no sistema Fe-C. 2.2- Sistemas de dois componentes - sistema isomorfo Em sistemas binários como o da figura 1.3, nos quais após a solidificação obtêm-se uma solução sólida, ocorrerá variação da temperatura durante o andamento da solidificação, como se depreende da aplicação da regra das fases. Verifica-se que à pressão constante o número de graus de liberdade será igual a 1 (F = 1) pois P = 2 (duas fases), C = 2 (dois componentes, dois elementos químicos). 4 Obtendo-se curvas semelhantes a anterior para várias composições químicas podese ligar os pontos de início e de fim de solidificação como ilustrado na Figura 2. Dessa forma determinam-se as linhas liquidus, de início de solidificação e solidus, de fim de solidificação. As curvas liquidus e solidus tem ainda mais um significado. A solidus indica para cada temperatura a composição da fase sólida que esta em equilíbrio com líquido e a liquidus indica para a mesma temperatura a composição da fase líquida em equilíbrio com sólido. O coeficiente de partição k = Cs/Cl indica a relação entre a composição das fases. Quando este coeficiente é maior que a unidade, o soluto concentra-se no sólido durante a solidificação e no liquido quando k< 1. Figura 1.2: A - Sistema binário. B - Curva de resfriamento idealizada para uma liga do sistema. Obtendo-se curvas semelhantes a anterior para várias composições químicas pode-se ligar os pontos de início e de fim de solidificação como ilustrado na figura 1.3. Dessa forma determinam-se as linhas liquidus, de início de solidificação e solidus, de fim de solidificação. As curvas liquidus e solidus têm ainda mais um significado. A solidus indica para cada temperatura a composição da fase sólida que esta em equilíbrio com líquido e a liquidus indica para a mesma temperatura a composição da fase líquida em equilíbrio com sólido. Com estas composições pode-se definir o coeficiente de partição: k = Cs/Cl (Equação 1.5) Com: 5 Cs sendo a composição do sólido; Cl, a composição do liquido Quando este coeficiente é maior que a unidade, o soluto concentra-se no sólido durante a solidificação e no liquido quando k< 1. Uma liga de composição X (Figura 1.4) à temperatura T0 está totalmente líquida. Abaixando-se a temperatura até T1 tem-se início de precipitação de cristais de composição α1, enquanto o líquido fica com a composição L1. Como o sólido com composição α1 consumiu uma grande quantidade do componente A, a composição do líquido fica rica em B. Assim, abaixando-se a temperatura para T2 a composição do líquido passa para L2. O sólido em equilíbrio com este líquido é α2. A quantidade das fases em cada temperatura pode ser obtida aplicando-se a regra das alavancas. Pode-se acompanhar as transformações de fase durante a solidificação em condições de equilíbrio pela observação das fases presentes e suas composições para temperaturas cada vez mais baixas. Figura 1.3 - Composição das fases S e L com o abaixamento da temperatura durante a solidificação da liga X0. Por exemplo, na temperatura T3, tem-se: Fs= (L3- X3)/( L3- α3) (Equação 1.6) Fs + Fl = 1 (Equação 1.7) 6 Onde: Fs é a fração de sólido; Fl é a fração de líquido; L3 é a composição do líquido em T3; X3 = Xé a composição original média do metal; α3 é a composição do sólido em T3; O crescimento do sólido as custas do líquido continua com o enriquecimento em B tanto da fase α como L. Na temperatura T4 a liga está completamente solidificada e com composição α 4 = X0. É necessário ocorrer movimentação de átomos no sólido e no líquido para haver mudança na composição de ambas as fases à medida que a temperatura cai e a reação prossegue. Na temperatura T4 a liga está completamente solidificada e com composição α4 = X. A microestrutura resultante da solidificação de qualquer liga do sistema Ni-Cu será um policristal monofásico com a composição média igual a composição do liquido de origem. 2.3- Solidificação fora do Equilíbrio - Microssegregação As condições para solidificação em "equilíbrio" não são realizáveis na prática devido ao tempo necessário para reajuste das composições das duas fases a cada decréscimo de temperatura. Como a difusão no estado sólido é muito mais lenta que no estado líquido é de se esperar que o ajuste das composições se dê mais rapidamente no estado líquido não havendo tempo suficiente para homogeneização de composições no estado sólido. Na figura 1.5 para a liga de composição X0, a solidificação se inicia em T1 com a formação de cristais de composição α1. Em T2 o líquido passa para a composição L2 e o sólido que se forma tem a composição α2. A composição média do sólido neste instante pode ser representada por α'2 já que não houve tempo suficiente para que houvesse modificação da composição dos 7 primeiros cristais formados . Quando a temperatura cai para T3 a composição do sólido é dada por α'3 já mais afastada da composição de equilíbrio α3. Na temperatura T4 teríase o término da solidificação da liga X0 em equilíbrio, com a composição α4 = X0. Entretanto a composição média do sólido é α'4 existindo ainda uma porcentagem de líquido presente. Figura 1.5 - Composição das fases S e L com o abaixamento de temperatura durante a solidificação fora do equilíbrio da liga X0. Quando a temperatura cai para T5 temos o final da solidificação pois o último cristal solidificado tem composição α5 e a composição da liga é α'5 = X0. A solidificação em condições de não equilíbrio é caracterizada por um aumento do intervalo de solidificação de ΔT=T1-T4 para ΔT=T1-T5 e pela ocorrência de microssegregação, caracterizada pela variação da composição química no interior dos grãos em uma faixa entre α1 e α5. A solidificação de uma liga começa com a formação de núcleos. O sólido final é composto de uma estrutura "microssegregada", ou seja com camadas sucessivas, em que cada camada correspondente a uma composição de equilíbrio do sólido com o líquido em uma dada temperatura no intervalo de solidificação. Pode-se expressar a composição de cada uma das camadas formadas na solidificação fora do equilíbrio através de equações. Uma delas, devida a Scheil, expressa a concentração na camada solidificada como: 8 Cs = k C0 (1- fs)(k-1) (Equação 1.8) Onde: Cs é a composição do último sólido formado; C0 é a composição do líquido; fs é a fração de sólido na temperatura; k é o coeficiente de partição. 2.4- Homogeinização As estruturas microssegregadas não são apropriadas ao uso em algumas aplicações e devem ser eliminadas por tratamento térmico. A homogeneização da composição da liga fundida pela eliminação da microssegregação ocorre por difusão sob condições favoráveis. A temperatura adequada de tratamento térmico é limitada por um lado pelo início de fusão do material que ocorrerá caso seja atravessada a nova linha solidus e por outro pela diminuição grande da velocidade de homogeneização com a queda da temperatura como se vê na equação 1.9. D = D0 (e)(-Q/(RT)) (Equação 1.9) Onde: D é o coeficiente de difusão na temperatura de estudo; D0 é o coeficiente de difusão referência; Q é a energia de ativação para difusão; R é a constante dos gases; T é a temperatura de difusão em graus Kelvin Quando a liga foi aquecida um pouco acima da linha solidus diz-se que foi liquada ou queimada. A fusão geralmente ocorre nos contornos de grão e regiões interdendríticas da liga formando um fino filme de líquido separando os cristais. A resistência da liga é destruída imediatamente; peças fundidas e complexas perdem a forma e podem rachar e quebrar-se em pedaços. As ligas com grande intervalo de solidificação são caracterizadas como "frágeis a quente" pois a liquação pode ocorrer a uma temperatura bastante abaixo daquela em que se esperaria o início de fusão.. A ocorrência de microssegregação requer que se tome cuidados adicionais na seleção da temperatura de tratamento térmico pois causa decréscimo da temperatura sólidus 9 2.5- Liquação Quando a liga foi aquecida um pouco acima da linha solidus diz-se que foi liquada ou queimada. A fusão geralmente ocorre nos contornos de grão e regiões interdendríticas da liga formando um fino filme liquido que separa os cristais. A resistência da liga é destruída imediatamente; peças fundidas e complexas perdem a forma e quando tocadas podem rachar e quebrar-se em pedaços. As ligas com grande intervalo de solidificação são caracterizadas como "frágeis e quente" pois a liquação pode ocorrer a uma temperatura bastante abaixo daquela em que se esperaria início de fusão. Como mencionado acima a liquação pode ocorrer em temperaturas menores que a temperatura solidus se a liga estiver zonada.. 2.6- Estrutura de solidificação - Grãos e Dendritas A solidificação fora das condições de equilíbrio produz, como se viu acima, estruturas microssegregadas. Além disso, em virtude da solidificação ser, na prática heterogênea e se dar, sempre com algum super-resfriamento, ocorrem a formação simultânea de diversos núcleos de cristalização em cada peça ou lingote. Cada núcleo de cristalização tem uma direção cristalográfica e vai dar origem a um grão. Os metais solidificados normalmente são, portanto, policristalinos, com cada grão com uma direção cristalográfica aleatória, correspondente à orientação do núcleo que a originou. É possível solidificar um monocristal; neste caso a solidificação se dá a partir de um único núcleo ou semente. Esta forma de solidificação tem grande importância prática, como na fabricação de semicondutores e pás de turbinas especialmente na sua região mais quente. No caso mais geral, ao se preencher um molde com metal líquido, a rápida extração de calor junto à superfície interna (parede do molde) vai promover uma intensa cristalização nesta região, formando uma camada de grãos extremamente finos e abundantes, conhecida como região coquilhada. Estes grãos apresentam direções cristalográficas ao acaso, aleatórias. Os cristais metálicos, em geral, apresentam diferenças nas velocidades de crescimento a partir do líquido em direções diferentes. Assim, os metais que apresentam simetria cúbica, por exemplo, têm velocidade máxima de crescimento nas direções <100>. Este fato faz com que se estabeleça uma competição entre os inúmeros cristais nucleados junto á superfície do molde. Como normalmente existe um gradiente de temperatura na direção normal à parede da lingoteira, os cristais que por acaso tenham suas direções de crescimento rápido 10 alinhadas ou paralelas à direção de máxima extração de calor irão crescer mais rapidamente, como esquematizado na Figura 1.6. Figura 1.6 - Formação de grãos colunares por crescimento preferencial de grãos coquilhados, orientados com a direção <100>, paralela ao gradiente de temperatura. A estrutura resultante, de grãos alongados na direção normal à parede do molde, correspondente à direção cristalográfica <100>, é chamada de região colunar, ou região basáltica, e os grãos assim constituídos, de grãos colunares. A região colunar está presente na maioria das peças ou lingotes. Ela é tanto maior quanto maior a capacidade térmica do molde em comparação com o metal líquido. Assim, moldes menores ou de paredes mais grossas tendem a dar regiões colunares mais espessas, devido a um gradiente térmico mais intenso, implicando em um crescimento unidirecional de sólido. No centro das peças ou lingotes costuma aparecer uma região formada por grãos com formato poligonal, de dimensões iguais em todas as direções (grãos equiaxiais), que é chamada de região equiaxial. A figura 1.7 mostra esquematicamente as três zonas encontradas, no caso mais geral, em uma peça fundida. 11 Figura 1.7 - Zonas clássicas de cristalização de uma peça solidificada. Na solidificação da maioria dos metais em condições industriais a interface entre a fase sólida que vem crescendo e a fase líquida não é plana; ela tende a apresentar perturbações ou protuberâncias. Estas protuberâncias encontram um líquido mais superesfriado, ou um gradiente de temperatura mais acentuado à sua frente, o que faz com que cresça mais rápido do que o resto do cristal. Em seguida as paredes laterais destas protuberâncias podem sofrer perturbações análogas e formar, por sua vez, protuberâncias secundárias. A estrutura resultante deste crescimento é parecida com o tronco e os galhos de uma árvore conífera (pinheiro) e é chamada de dendrita. Nos metais cúbicos, tanto o eixo principal da dendrita como seus braços secundários (e eventualmente ternários) correspondem a direções <100>, direções de crescimento mais rápido dos cristais. As figuras 1.8a e 1.8b ilustram, respectivamente, o crescimento dendrítico nas zonas colunar e equiaxial. 12 Figura 1.8 - a) Crescimento dendrítico na zona colunar; b) Crescimento dendrítico na zona equiaxial. Cada núcleo dá origem a um grão, que cresce dendriticamente, ramificando-se em braços secundários e terciários. Ao longo da solidificação os braços de dendritas coalescem eliminando no final da solidificação qualquer espaço existente entre eles. Os grãos alongados da zona colunar apresentam dendritas longas, com o braço principal alinhado na direção do gradiente térmico, ao passo que os grãos da zona equiaxial apresentam dendritas aproximadamente equiaxiais. O tamanho dos grãos das três regiões dos lingotes ou peças é muito importante como se verá em outro capítulo, pois está relacionado diretamente com as propriedades de resistência dos metais. Este tamanho de grão pode ser variado na solidificação mediante, por exemplo, a elevação do super-resfriamento para a solidificação, uma vez que, como discutido anteriormente, maiores super-resfriamentos levam a menores tamanhos de grão. Outro caminho já apontado para o refino dos grãos é intensificar a nucleação heterogênea, mediante, por exemplo, adição artificial ao liquido de substratos. O delineamento das dendritas é obtido através de ataque por reativo químico, e só é possível devido à existência de heterogeneidades químicas (de composição química), no metal cristalizado, a microssegregação. Na solidificação verifica-se que além de ocorrer segregação nas dendritas (microssegregação), ocorre ainda segregação macroscópica, a macrosegregação, fenômeno em que o sólido formado apresenta diferenças de composição macroscópicas (em distâncias da ordem de grandeza da espessura do lingote). Estas diferenças podem ocorrer com enriquecimento do líquido ou do sólido, dependendo do coeficiente de partição do soluto. A macrosegregação é um fenômeno complexo, pois o metal líquido movimenta-se livremente acarretando ainda movimento relativo entre cristais soltos no interior do líquido, o que pode levar a uma modificação do esquema geral de segregação descrita acima. Este fenômeno não teria maior importância se a variação de composição química não acarretasse também a variação de propriedades mecânicas. Por exemplo, as regiões que contém teores de enxofre, ou de fósforo, ou de ambos, acima de certos limites, 13 apresentam propriedades mecânicas inferiores. O aço torna-se mais duro, quebradiço, menos maleável e oferece um campo favorável à propagação de fissuras. Por esse motivo, na especificação do aço, ou de peças de aço, é comum fixarem-se com rigor os limites máximos tolerados para os teores desses elementos. A sua verificação é feita pela análise química de uma amostra tirada de modo que os valores determinados representem a composição média do material. As impurezas, principalmente o fósforo e o enxofre, difundem-se com grande dificuldade, pois são substitucionais em relação ao ferro nos reticulados cristalinos e a difusão de substitucionais é mais lenta do que intersticiais como o nitrogênio e o carbono. Por isto, a segregação continua a existir no produto acabado mesmo que ocorra deformação do material como na laminação ou forjamento de um lingote, processos empregados para diminuir as distâncias de difusão. Por isto a macrosegregação pode ser postas em evidência, não obstante os tratamentos mecânicos e térmicos a que tenham sido submetidos. Sua visualização pode muitas vezes contribuir para explicar diferenças de propriedades dentro de uma mesma peça ou produto semi-acabado. Assim, observando-se a secção transversal de certos perfilados, encontram-se às vezes vestígios nítidos, que lembram a forma da secção transversal do lingote que lhe deu origem. Analogamente, a microssegregação, que revela a estrutura dendrítica em peças fundidas, em peças laminadas dá origem à textura fibrosa, que nada mais é do que a heterogeneidade de composição química alinhada e revelada na direção de laminação. A figura 1.9 mostra esquematicamente como por laminação a heterogeneidade dendrítica transforma-se em textura fibrosa. 14 Figura 1.9 - Transformação de heterogeneidade dendrítica em textura fibrosa por conformação plástica. 1.7- Soluções sólidas Cu - Ni Após a solidificação em condições de equilíbrio, ou após homogeneização ou ainda após deformação e recristalização as ligas do sistema Cu-Ni serão constituídas de grãos cristalinos num arranjo cúbico de face centrada no qual átomos de cobre substituirão os de níquel, no lado do diagrama rico em níquel, ou átomos de níquel substituirão os de cobre no lado do diagrama rico em cobre. Este tipo de solução é conhecido como solução sólida substitucional. Ilustrada na Figura 1.10. 15 Figura 1.10: Exemplo de solução sólida substitucional. O diagrama de fases das ligas Cu-Ni está na Figura 1.11. Figura 1.11: Diagrama Cu-Ni. Após a solidificação a resistência ao escoamento é dada predominantemente pelos contornos de grão. Em decorrência, quanto menores os grãos, maior a tensão de escoamento destas ligas e de todos os metais e ligas monofásicos como mostra a Figura 1.12. 16 Figura 1.12: Efeito do tamanho de grão na tensão de escoamento (VanVlack) O crescimento da tensão de escoamento com o tamanho de grão pode ser, em muitos casos, modelado por uma equação como: Sy = So + d-1/2 (Equação 1.10) Onde: Sy é a tensão de escoamento, So é a resistência do reticulado à movimentação de discordâncias d, é o tamanho de grão. Esta equação recebe o nome de equação de Hall-Petch em homenagem aos pesquisadores que a deduziram pela primeira vez. 1.8- Características das ligas Cu - Ni A designação destas ligas segundo a Unified Number Sistem é C70000 ou melhor C7XXXX, por exemplo C70600 designa as ligas Cu-10Ni enquanto que C71500, as Cu30Ni. As aplicações e propriedades destas ligas podem ser vistas na Tabela 1. 17 Tabela 1: Aplicações e propriedades das ligas C71500 e C70600 (Metals Handbook Vol 2 1979) Liga Aplicações C71500 Condensadores, Tubos evaporadores e trocadores de calor, tubos para água do mar, tubos destiladores. As mesmas As mesmas C71500 H55 C70600 Propriedades Su Sy A(%) (Mpa) (Mpa) 305 110 42 415 415 395 170 10 45 Nesta tabela a designação H55 indica um dos encruamento da liga por laminação a frio. No caso significa “encruamento moderado para aplicações gerais”. A designação H deriva de Hardned e resultou num aumento da tensão de resistência e numa grande elevação da tensão de escoamento acompanhada de redução no alongamento. Estes são resultados comuns no encruamento dos metais e podem ser produzidos pela laminação, estiramento, forjamento, embutimento, ou mesmo durante o ensaio de tração a frio. O efeito da deformação plástica a frio pode ser removido por tratamentos térmicos que promovem a recristalização do material. Como ocorre o encruamento, as alterações nas propriedades mecânicas dele decorrente e a recristalização foram estudadas em PMT2100 e podem ser revistas nos itens 6.6 a 6.8 do VanVlack. Na mesma tabela observa-se, comparando as ligas recristalizadas observa-se elevação das tensões de resistência e de escoamento com o aumento do teor de níquel. Este aumento nas propriedades de resistência é fruto do maior número de átomos de níquel dissolvidos e é chamado de endurecimento por solução sólida. No caso das ligas CuNi expressa a elevação de resistência do reticulado à movimentação de discordâncias devido ao maior número de átomos em solução sólida substitucional. Este efeito pode ser apreciado na Figura 1.13. 18 Figura 1.13: Efeito do aumento da quantidade de soluto substitucional em algumas propriedades de ligas do sistema Cu-Ni. 1.9- Uma aplicação em engenharia mecânica A Tabela 2 extraída do Fundamentals of Machine Component Design mostra algumas classes de materiais para molas. 19 Tabela 2: Especificações e custos relativos de materiais para molas. Material do Fio Aço patenteado Aço temperado em óleo Aço corda de piano Aço carbono para válvula Aço Cr-Si para válvula Aço inoxidável (tipo 302) Bronze fosforoso Aço Inoxidável (tipo 631) Cobre Berílio Inconel (Liga X 750) Especificação ASTM A 227 A 229 A 228 A 230 A 401 A 313 (302) B 159 A 313 (631) B 197 Custo Relativo 1,0 1,3 2,0 2,5 4,0 6,2 7,4 9,9 22 38 A Figura 13, da mesma fronte mostra as propriedades dos materiais acima. Verifica-se que a resistências das molas decresce com a elevação do seu diâmetro. Nota-se ainda que a forma de decréscimo depende do material. 20 Figura 13: Propriedades dos materiais para molas em função do diâmetro do fio. Com o que se aprendeu até este ponto e talvez um pouco de pesquisa adicional é possível responderem-se as duas primeiras questões da lista: Questões 01 - Explique as propriedades dos materiais para molas trefilados em função do diâmetro. 02 - É possível obter uma mola de diâmetro maior com propriedades de uma com diâmetro menor? Como? 03Esquematize a evolução da microestrutura durante a solidificação de uma liga de um sistema binário isomorfo 04 - Qual o efeito do aumento da taxa de resfriamento no número de grãos da região coquilhada. Discuta usando curvas de resfriamento. 05 – O tamanho de grão pode ser variado na solidificação mediante, por exemplo, a elevação do super-resfriamento para a solidificação. Mediante análise das equações 1.2 e 1.3 justifique esta afirmativa. 06 - Qual o efeito do aumento da taxa de resfriamento no número de grãos da região coquilhada. Discuta usando curvas de resfriamento. 21 07 - O que deve acontecer com o numero de braços secundários de dendritas em função do aumento do super-resfriamento? Justifique. 08 - Qual a conseqüência sobre a microssegregação do aumento da taxa de resfriamento? Refletir na resposta as questões 3, 4 e 5. 09 - Para uma mesma temperatura dentro de um campo de duas fases compare, usando a regra das alavancas a quantidade de líquido e sólido entre um sistema que se solidifica em equilíbrio e outro que se solidifica fora do equilíbrio. 10 - Discuta o efeito de se aquecer lentamente ou rapidamente uma peça com microssegregação durante o tratamento térmico de homogeneização da mesma. Bibliografia 1 - W. Kurz & D.M. Stefanescu, Section Chairmen, Principles of Solidification, ASM Handbook, vol 15 - Casting. Formerly, 9th Ed. 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