Aula 13: Solidificação de ferros fundidos - UDESC - CCT · Ferro Fundido Cinzento –Tipos de grafita ... Micrografia de um Ferro fundido nodular com espessura de 60 mm com diferentes

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Aula 13: Solidificação de ferros fundidos

Disciplina: Metalurgia Física – Parte II: Solidifica çãoProfessor: Guilherme O. Verran – Dr. Eng. Metalúrgic a

- Introdução- Diagrama Fe-C- O duplo equilíbrio Fe-C e Fe-Fe3C- Influência dos elementos de liga- Influência da velocidade de resfriamento- Curvas de resfriamento e análise térmica- Classificação dos ferros fundidos- Mecanismos de formação dos diferentes tipos de grafita

Ferros Fundidos – Diagrama Fe-C Estável – forma grafita

Metaestável –forma cementita

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Aula 13 - Solidificação de Ferros Fundidos Metalurgia FísicaProf. Dr. Guilherme Verran

Fundição e Solidificação de Ferros Fundidos

Sistema Estável ⇒Formação de

austenita + grafita ⇒Ferro

Fundido Cinzento

Sistema Metaestável ⇒ Formação de

austenita + Fe3C⇒

Ferro Fundido Branco

Fatores que influem no Equilíbrio

Velocidade de Resfriamento

Elementos de Liga

Metalurgia FísicaProf. Dr. Guilherme Verran

Aula 13- Solidificação de Ferros Fundidos

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Diagrama Duplo Fe-C para Ferros Fundidos

Carbono Equivalente (%)

Tem

pera

tura

(0 C)

1100

1140

1180

1220

1260

1300

3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 4,2 4,4

L

L + Feγ

L + Grafita

L + Fe3CTemperatura abaixo da qual pode

solidificar o eutético Austenita-Cementita

Temperatura abaixo da qual pode solidificar o eutético Austenita-Grafita


Aula 13- Solidificação de Ferros Fundidos

Ferros Fundidos – Solidificação

Temperatura abaixo da qual pode solidificar o eutético

austenita + cementita

Temperatura abaixo da qual pode solidificar o eutético austenita +

grafita

Fonte: http://pessoal.utfpr.edu.br/pintaude/arquivos/ME62H_FerroFundido.pdf

Disciplina: Metalurgia FísicaProfessor: Guilherme Verran

Solidificação de ferros fundidos

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Ferro Fundido Cinzento – Tipos de grafita

Fonte: http://pessoal.utfpr.edu.br/pintaude/arquivos/ME62H_FerroFundido.pdf

Solidificação de ferros fundidosDisciplina: Metalurgia FísicaProfessor: Guilherme Verran

Influência dos Elementos de Liga

Si ⇒Aumenta diferença entre temperaturas de equilíbrio Estável e Metaestável

⇒ Grafitizante

⇓

Favorece a formação de Ferro Fundido Cinzento

Cr ⇒

Diminui diferença entre temperaturas de equilíbrio Estável e Metaestável

⇒

Estabilizador de Carbonetos

⇓Favorece a formação de Ferro Fundido Branco


Aula 13 - Solidificação de Ferros Fundidos

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Influência do Si no Eutético Fe-C



Influências do Cr, do Si e do V nas temperaturas de equilíbrio eutético em ferros fundidos



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Influência do 30 elementona solubilidade do C no ferro líquido, % em peso do elemento de liga



Temperatura abaixo da qual pode

solidificar o eutético Austenita-Grafita

% de Silício



Si ⇒Aumenta diferença entre temperaturas de equilíbrio Estável e Metaestável

Grafitizante

Favorece a formação de Ferro Fundido Cinzento

Tem

pera

tura

(0 C)

1120

1140

1160

0,5 1,0 1,5 2,0 2,5

⇓



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Cr ⇒

Diminui diferença entre temperaturas de equilíbrio Estável e Metaestável

Estabilizador de Carbonetos

⇓

Favorece a formação de Ferro Fundido Branco

Tem

pera

tura

(0 C)

% de Cromo

0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0,8 0,9 1,0 1,1 1,2

1100

1120

1140

1160 Temperatura abaixo da qual pode

solidificar o eutético Austenita-Grafita





Influência da Velocidade de Resfriamento

Curvas de Resfriamento

⇒ Indicam :

Temperaturas de Transformação Eutética

Velocidade de Resfriamento

Resfriamento Rápido

⇒

Solidificação de acordo com o Equilíbrio Metaestável

⇒Formação de Ferro Fundido Brando (Coquilhamento)



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Curvas de Resfriamento esquemáticas para Ferros Fundidos Comuns

1 2 3

Temperatura abaixo da qual pode solidificar o

eutético Austenita-Grafita

Temperatura abaixo da qual pode solidificar o eutético

Austenita-Cementita

1 - Ferro Fundido Cinzento

2 - Ferro Fundido Mesclado

3 - Ferro Fundido Branco



Temperatura de Super-resfriamento:Início do crescimento das

células eutéticas.Quanto mais alta esta temperatura, maior a nucleação do banho

Temperatura de Final de

Solidificação:Término da

Solidificação da Amostra. Quanto mais baixa esta temperatura

maior a tendência à formação de carbonetos

Temperatura LiquidusInício da formação da Austenita:

Quanto menor o Carbono Equivalente, mais alta é esta

temperatura e maior a formação de autenita

Temperatura de Recalescência:Ponto de máximo crescimento das células eutéticas

Temperatura de Nucleação:

Início da nucleação da grafita

TEE

Tempo

Tem

pe

ratu

ra


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Análise térmicados ferros fundidos

Parâmetros a serem observados da curva de análise térmica

TEE – Temperatura do Eutético Estável

TNE – Temperatura de Nucleação do Eutético

TSE – Temperatura de Superresfriamento do Eutético

TRE – Temperatura de Recalescência do Eutético

TFS – Temperatura de Final de Solidificação

dT/dt – Velocidade de Recalescência (dada pela curva derivada)


É possível associar os dados obtidos na curva de análise térmica do metal para determinar alguns parâmetros da liga.

� CEL – Carbono Equivalente Líquido

� % C

� % Si

� Tendência ao coquilhamento

� Número de nódulos

� Tendência a microporosidades


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Determinação da composição química por análise térmica

•CEL – Carbono Equivalente Líquido

�Para determinar o valor de Carbono Equivalente Líquido, deve-se ler a temperaturaLiquidus do metal.

�Observa-se pelo diagrama de fase que o percentual de carbono altera a temperaturade início de solidificação ( Temperatura Liquidus).


Determinação da composiçãoquímica por análise térmica

Tem

pera

tura

C. E.

Temperatura Liquidus

Temp. do Eutético

Líq.

GrafitaPara determinar com exatidão ovalor de CEL, deve-se determinaruma equação do tipo:

CEL=a xTL + b

� Para determinar as constantes desta equação, é necessário retirar umaamostra para análise química com o mesmo metal utilizado na análisetérmica.

� Com a análise química obtém-se o valor de % Si, %P e % C

� Com a análise térmica obtém-se o valor da temperatura liquidus.


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� Com os valores obtidos na análise química, calcula-se o percentual decarbono equivalente liquido utilizando a equação:

� Correlaciona-se os valores de Carbono Equivalente por análise químicacom os valores de temperatura liquidus através de uma Regressão linear.

� Dessa forma obtém-se uma equação de carbono equivalente em funçãoda temperatura líquidus.

%C + %Si/3 + %P/3



� O teor de silício pode ser determinado através do Carbono Equivalente, edos percentuais carbono e de fósforo ,utilizando a equação

%Si = 3(%CEL - %C - %P)

•% Sílicio

� Os valores de CEL e %C são determinados pela análise térmica.

� Quanto ao %P, pode-se excluir este valor da equação devido ao sua baixacontribuição ao resultado ( na prática varia entre 0,035% a 0,065%).

� Também pode-se estabelecer um valor médio para a liga que se desejaanalisar.


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Determinação do grau de nucleação

� As curvas de análise térmica podem ser utilizadas para determinar o grau denucleação do metal.

� Os principais parâmetros da curva de análise térmica utilizados neste tipo dedeterminação seriam:

� Temperatura de superresfriamento do eutético (TSE);� Recalescência (∆T = TRE – TSE);� Superresfriamento na nucleação (SN = TEE – TSE);� Diferença entre a temperatura de recalescência do eutético e a temperatura do

eutético metaestável teórico (∆Tcet = TRE – TEM).


� Caso um metal base tenha um baixo grau denucleação, haverá uma grande dificuldade paraa formação de células eutéticas.

� A curva de resfriamento, obtida apresentarábaixa TSE e alto SN (superresfriamento denucleação).

� Além disso, como a nucleação foi atrasada, ocrescimento será acelerado, causando umaforte recalescência (elevados valores de ∆T).

� Outro parâmetro pode ser utilizado como indicador da tendência grafitizante do ferrofundido:∆TCET . (TRE – TEM).

� Com o aumento da eficiência da inoculação, o valor de∆TCET aumenta.



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Conhecendo o grau de nucleação natural do metal líquido é possível controlara quantidade de inoculante necessário para evitar o coquilhamento(carbonetos) ou o excesso de inoculação.


Determinação da tendência a microporosidade por análise térmica

� Pode-se determinar a tendência ao surgimento de microporosidadesrealizando um balanço entre a contração e expansão durante a solidificaçãodo metal.

� Durante a solidificação é possível identificar a contração e expansão dometal de acordo com o microconstituinte formado.

Inicio da solidificação

–Surgimento

das dendritas de

austenita

Crescimento do

eutético –austenita +

grafita

Estágios finais da

solidificação

CONTRAÇÃO CONTRAÇÃOEXPANSÃO


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Determinação da tendência a microporosidade por análise térmica

Quanto maior o valor de K menor é a tendência daliga a apresentar microprosidades de contração.


Determinação do número de nódulos ( Ferro Fundido Nodular)

Pode-se determinar o número de nódulos através da determinação de três fatores:

�Carbono equivalente;

�Grau de nucleação;

�Tempo de solidificação da seção de interesse.


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Micrografia de um Ferro fundido nodular com espessura de 60 mm comdiferentes valores de Carbono Equivalente a) CE4.1, b) CE4.33, c) CE4.61, d)CE4.81.


� Carbono Equivalente



� Grau de nucleação

� Pelas teorias clássicas de nucleação,cada nódulo de grafita nucleia e crescesobre um núcleo estável no metallíquido.

� Dessa maneira, quanto maior o númerode núcleos maior será o número denódulos que surgirão durante asolidificação.

� Este parâmetro pode ser estimado pelograu de super-resfriamento (DT) dometal.

T.L.

TSE

TEDT


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A tempo local de solidificação (Ts) é influenciada fortemente pela espessura da seção.Em seções mais finas o tempo de solidificação é curto, favorecendo o surgimento de um maior número de nódulos.

Nº nódulos = axCE + bxDT + cx DT²+ dxTs + exTs² + f


Diagrama Estrutural para ferros fundidos. Maurer



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Diagrama Estrutural para ferros fundidos. Laplanche



Diagrama Estrutural para ferros fundidos.

Patterson & Doepp



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Inoculação de Ferros Fundidos

Inoculação dos ferros fundidos � introdução de pequenas quantidades dematerial composto de partículas nucleantes no metal fundido, pouco antes oudurante o vazamento deste, buscando controlar a microestrutura final e,consequentemente, as propriedades mecânicas do material [SANTOS 1976].

Nos ferros fundidos a inoculação é utilizada primeiramente paraevitar a formação de carbonetos na estrutura. Efeito da inoculação �

proporciona o aumento de núcleos disponíveis para a formação de grafitas.

Este aumento dos núcleos disponíveis reduz o superesfriamentonecessário na solidificação , facilitando a solidificação segundo o eutético estável[FULLER, 1979].

Solidificação de ferros fundidosMetalurgia FísicaProf. Dr. Guilherme Verran

ME de um F°F° cinzento sem

inoculação. 100X.ME de um F°F° cinzento com

inoculação. 100X.



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O efeito benéfico da inoculação pode ser entendido comauxílio da figura abaixo, onde se observam curvas de resfriamentoem diferentes velocidades. Maiores velocidades de resfriamento �

formação de carbonetos.Ferros Fundidos não inoculados � forte tendência a se

solidificar segundo o eutético metaestável (envolvendo a formação dedendritas de austenita e carbonetos, devido ao elevadosuperresfriamento).

Resfriado lentamenteγ + grafita

Resfriado rápido

γ + grafita + carboneto

Resfriado + rápido

carboneto



Mecanismo de inoculação � continua sem um estudo definitivo. Seu efeitodepende da ocorrência de compostos – óxidos, sulfetos, nitretos e carbonetos – quepromovem a nucleação da grafita e resulta na estabilização do ferro fundido. Após otratamento de nodularização com Mg, o ferro líquido fica pobre em O, S e N(elementos formadores de substratos) limitando o efeito da inoculação.

Métodos de inoculação mais utilizados:a) inoculação na panela: o inoculante é depositado no fundo da panela e o metalvazado por cima deste;b) inoculação no molde: o inoculante em forma de pó ou pastilha é colocado em umponto específico do canal de alimentação;c) inoculação por “arame recheado”: mais utilizado em sistemas automáticos devazamento, consiste na injeção no metal líquido de um arame contendo inoculanteem seu interior;d) inoculação no jato: o inoculante em pó é adicionado ao metal líquido nomomento do vazamento deste no molde. É muito utilizado em vazamentosautomáticos.



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A formação de núcleos e a precipitação da grafita em forma de nódulos,juntamente com o controle do resfriamento, ajudam a estabilizar o processo desolidificação. Skaland et al. [2005], atribuíram ao tratamento de inoculação osseguintes benefícios:

a) promove estruturas mais homogêneas;

b) evita formação de carbonetos;

c) reduz a tendência à segregação de elementos de liga;

d) reduz a tendência para formação de rechupes;

e) promove a formação de grafita e ferrita; e

f) aumenta a ductilidade e diminui a dureza.



Tipos de inoculantes

Existem 3 tipos de inoculantes:

. grafitizantes comuns

. grafitizantes especiais

. estabilizadores perlitizantes



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Tipos de Inoculantes e suas características



Fe-Si Fe-Si-Mg Ca-Si-Ba

Pó de Fe-Si

Tipos de Inoculantes



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Inoculantes � materiais sólidos, granulados e constituídos porelementos que possuem função grafitizante . Na inoculação de ferros fundidosnodulares, geralmente utiliza-se inoculantes à base de FeSi contendoaproximadamente 75% de Si. Outros elementos como Al, em quantidades variandoentre 1,5 e 2% (em peso), e Ca, entre 0,3 e 1% (em peso), devem fazer parte doinoculante.

Para maior eficiência de inoculação � utiliza-se inoculantes especiais �

com adição de Sr, Ba, Bi e/ou Ce e La [SANTOS, 1991]. São utilizados em menoresquantidades que os tradicionais.

O efeito do inoculante não é permanente e decresce a partir da adição domesmo, durando entre 5 e 10 minutos de vida útil. Este efeito é conhecido por"fading". O controle do tempo de vazamento após a adição dos inoculantes éfundamental para a eficiência do processo de inoculação.



O tipo e as quantidades de inoculantes necessárias para um efetivoprocesso de inoculação dependem de onde e como o inoculante é utilizado. Muitasfundições utilizam somente uma inoculação, que é realizada juntamente com oprocesso de nodularização. Devido aos bons resultados, tem-se se adotado a pós-inoculação. Esta é feita na panela de transferência ou diretamente no jato de metaldurante o vazamento.

A granulometria do inoculante depende do tipo de inoculação. Quando érealizada na panela de tratamento é comum o uso de inoculantes com granulometriade 2 a 6 mm. Quando na panela de transferência a granulometria varia de acordocom o tamanho da panela, mas fica entre 0,5 e 2 mm. Quando feita diretamente nojato de metal durante o vazamento, a granulometria mais usual é de 0,2 a 0,5 mm(Chaves Filho, 1981; Elkem, 2004; Italmagnésio, 2005).

Apesar de todos os benefícios, quando a inoculação é realiza da emexcesso, pode provocar porosidades e aumentar a solubilida de dos gases nobanho metálico, como o hidrogênio (Chaves Filho, 1981).

Processo de Inoculação


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Processo de Inoculação

A superfície do banho metálico, no momento da inoculação, deve estarlimpa, já que a escória dos Ferros Fundidos é geralmente composta de óxidos.Como todos os inoculantes de função grafitizante são excelentes desoxidantes,deve-se retirar toda a escória existente antes da inoculação; caso contrário, aquantidade de inoculante empregada será consumida na redução desses óxidos.

A temperatura em que se processa a inoculação é muito importante.Temperaturas elevadas � centros efetivos para a nucleação da grafita podemser destruídos ou dissolvidos � diminui a eficiência do inoculante.Temperaturas baixas � dissolução pode não ser completa , diminui a eficiênciae pode causar defeitos nas peças.

Com o tempo, ocorre diminuição da eficiência do inoculante ( “fading“ )� aumenta o superresfriamento necessário à solidificação, diminui número denódulos de grafita e aumenta a tendência à formação de carbonetos.


Variáveis dos Inoculantes que influenciam a Inoculação


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Variáveis do processo que influenciam a Inoculação


Classificação dos Ferros Fundidos

Ferros Fundidos Comuns

Cinzentos

Brancos

Ferros Fundidos Especiais

Nodulares

Vermiculares

Maleáveis

Ligados



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Classificação dos Ferros Fundidos

Cinzento

Nodular

Maleável

Branco

Vermicular

PERLÍTICO

FERRÍTICO

BAINÍTICO

MARTENSÍTICO



Ferro Fundido Tipo σt

Mpa

σesc

Mpa

Along. (5cm)

AplicaçõesTípicas

Cinzento(3,2 C - 2 Si)

Perlítico 275 240 <1% Blocos de motor

Martensítico 550 550 nulo Superfícies sujeitas ao desgaste

Bainítico 550 550 nulo Eixos de cames

Ferrítico 172 138 < 1% Tubulações, bases de máquinas

Nodular(3,5C - 2,5Si)

Ferrítico 413 275 18 Tubulações

Perlítico 550 380 6 Árvore de manivela

RevenidoMartensítico

825 620 2 Partes especiais de máquinasMaleável

(2,2C - 1Si)Ferrítico 365 240 18 Ferramentas em

geral

Perlítico 450 310 10 Equipamentos ferroviários

RevenidoMartensítico

700 550 2 Equipamentos ferroviários

Branco(3,5 C - 0,5Si)

Perlítico 275 275 nulo Produtos resistentes ao desgaste



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Ferro Fundido Nodular – grafita em nódulos (esferoidal)

Ferro Fundido Cinzento –grafita em lamelas (veios)



Ferro Fundido Vermicular ou de Grafita Compacta – grafita

vermicular

Ferro Fundido Maleável –ferrita, nódulos de grafita e

algumas inclusões



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Ferro Fundido Nodular com Matriz predominantemente PerlíticaCom a presença de Estruturas conhecidas como “Olho de Boi”(Grafita Esferoidal cercada por Ferrita).Ataque: Nital. Aumento 200x.



Ferro Fundido Cinzento com Matriz predominantemente Perlítica.Ataque: Nital. Aumento 200x.



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Flake (Lamellar) Graphite Eutectic. The austenite-FG eutectic solidifies with

the formation of eutectic colonies (cells) that are more or less spherical in

shape. It is generally thought that each eutectic cell is the product of a

nucleation event. The eutectic cell is made of interconnected graphite plates

surrounded by austenite. The degree of ramification of graphite within the cell

depends on undercooling, with higher undercooling resulting in more graphite

branching (Fig.16). The leading phase during the eutectic growth is the

graphite. Graphite spacing is determined by the same parameters as for

regular eutectics (see the article "Solidification of Eutectics" in this Volume),

with branching occurring as a response to interface instability. In turn,

interface instability is determined by localized changes in composition,

convection currents, crystallographic orientation different from the heat

extraction direction, and a change in temperature gradient.

Growth in Multidirectional Solidification



Schematic of solidification of flake graphite. (a) Typical eutectic colonies (cells). (b) Growth sequence for a eutectic colony.



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SEM photomicrograph showing graphite, eutectic cell, and prior dendrite structure in gray cast iron. 200×. Courtesy of Gary F. Ruff, CMI International.



The variations in graphite structures have been classified, together with the length of the flakes, by standards that have been utilized for many years. Flake graphite in gray cast iron can be designated as:

· Type A, uniform distribution, random orientation

· Type B, rosette grouping, random orientation

· Type C, superimposed flake sizes, random orientation

· Type D, interdendritic segregation, random orientation

· Type E, interdendritic segregation, preferred orientation



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The formation of the eutectic flake graphite (Types A, B, C, and D)

is greatly influenced by the amount by which the iron melt cools below the

equilibrium temperature for the austenite-graphite eutectic before

appreciable solidification occurs.

Type A graphite undergoes only small amounts of undercooling.

Type D graphite undercools significantly below this equilibrium

temperature.

The undercooling that occurs with Type B graphite is intermediate

between the two, producing fine graphite flakes, like Type D, in the center

of the eutectic cells or rosette and a coarser type like Type A at the outer

cell boundaries.

Type E graphite occurs in strongly hypoeutectic gray irons with

carbon equivalents well below 4.3%.



SEM photomicrographs illustrating variety of flake graphite structures present in gray cast iron

(a) Type A 100× (b) Type A 430× (c) Type B 100×

(d) Type B 430× (e) Type D 2100×(f) Types D (fine) and E(coarse) 100×



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Spheroidal Graphite Eutectic.

Growth of the austenite-SG eutectic is more complic ated and less

understood than that of the γ-FG eutectic , although a good number

of theories have been proposed. The γ-SG eutectic is a divorced

eutectic . It has been rather widely accepted that the growth of this

eutectic begins with nucleation and the growth of g raphite in the

liquid, followed by early encapsulation of these gr aphite spheroids

in austenite shells (envelopes). Graphite nucleation and growth

deplete the melt of carbon in the vicinity of the graphite; this creates

conditions for austenite nucleation and growth around the graphite

spheroid. Once the austenite shell is formed, further growth of graphite

can occur only by solid diffusion of carbon from the liquid through the

austenite.



However, recent research has shown that the solidif ication mechanism of SG iron is more complicated and that austenite dend rites play a significant role in eutectic solidification . The eutectic austenite is dendritic and can scarcely be distinguished from primary austenite dendrites. The sequence of solidification is as follows:

· At the eutectic temperature, austenite dendrites and graphite spheroids nucleate independently in the liquid

· Limited growth of spheroidal graphite occurs in contact with the liquid

· Flotation or convection then determines the collision of spheroidal graphite with the austenite dendrites

· Graphite encapsulation in austenite can occur before or immediately after the contact between graphite and austenite dendrites

· Further growth of graphite occurs by carbon diffusion through the austenite shell



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Schematic illustrating the progression of growth in austenite-SG eutectic



Many theories capitalize on the observation that th e graphite/liquid surface energy is higher in SG iron than in FG iron :

These theories explain spheroidal graphite formation by either simply

implying that a sphere will have less free surface energy than a la mella

with the same volume above a certain critical interface energy (Ref A)

or by suggesting that the high interface energy will curve the growing

crystal in order to decrease the energy/volume rati o, resulting in

spheroidal rather than lamellar graphite (Ref B).

Ref. A . H. Geilenberg, A Critical Review of the Crystallization of Graphite From Metallic Solutions After the "Surface Tension Theory", in Recent Research on Cast Iron, H.D. Merchant, Ed., Gordon and Breach,1968, p 195.

Ref. B. J.P. Sadocha and J.E. Gruzleski, The Mechanism of Graphite Spheroid Formation in Pure Fe-C-Si Alloys, in The Metallurgy of Cast Iron, B. Lux et al., Ed., Georgi Publishing, 1975, p 443



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(a) Growth by two-dimensional nucleation on (1010) faces illustrates that steps on (0001) surfaces will advance only as far as bounding crystal edges.

(b) Growth from step to twist boundary illustrates that the (1010) faces grow by nucleation of planes at the step. Source: Ref32.

Growth of graphite in the <1010> direction.



Suggested ∆T-R correlation for (10 1 0) and (0001) crystal faces of graphite growing in various environments:

(a) Contaminated environment (for example, sulfur-containing iron-carbon-silicon alloy).

(b) Pure environment (for example, iron-carbon-silicon alloy).

(c) Environment with reactive impurities (for example, magnesium-containing iron-carbon-silicon alloy).

Three growth mechanisms are discussed: A, on the step of the defect boundary (Rstep); B, two-dimensional nucleation (R2D); C, screw dislocation (Rscrew).



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When weak, reactive impurities such as sulfur are present in the melt, a contaminated environment occurs. These elements change the edge energy of steps, resulting in a relative position change of the growth rates involved, as shown in Fig. (a). The curve for growth on the step of a defect boundary, Rstep, is at a lower undercooling than those for growth by two-dimensional nucleation, R2D, or by screw dislocation, Rscrew.

In a pure environment such as an iron-carbon-silicon alloy with no sulfur contamination, the growth rate curves are displaced to higher undercooling (Fig. b). In a melt of sufficient purity, or when increasing cooling rate, the higher degree of undercooling may allow growth with Rscrew so that graphite spheroids can form. This has been achievedexperimentally for pure nickel-carbon alloys by increasing the cooling rate of the melt, or for ultrapure iron-carbon alloys by cooling slowly in a vacuum.

In an environment with reactive impurities (for example, magnesium), the impurity will react with the surface, and the growth at a step of a twist boundary will be neutralized. Only the curves for R2D and Rscrew are left, and they are displaced to greater undercoolings (Fig. c).



Another theory relates graphite shape in cast iron with undercooling

(kinetic plus constitutional) during solidification (Ref 5). As shown in

Fig. 24, each graphite form has its own temperature for growth, which

is achieved by a specific cooling rate and composition. Steps on

surfaces can change graphite morphology from plate to rod. With an

increase in undercooling, pyramidal instabilities will occur on the faces

of the graphite crystal. At undercoolings of 29 to 35 °C (50 to 65 °F),

instabilities occur on the (1011) faces of the pyramid, and it is

suggested that graphite spheroids form at these undercoolings. Finally,

at large undercoolings of 40 °C (70 °F), the growth form noted is a

pyramidal one, bounded by (1011) faces. These pyramidal crystals are

part of the series of imperfect forms observed particularly in thick-wall

SG iron castings.



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Correlation among the different types of instability observed in

graphite growth and growth morphologies with increasing undercooling, ∆T:

(a) ∆T = 4 °C (7 °F).

(b) ∆T = 9 °C (16 °F).

(c) ∆T = 30 °C (54°F).

(d) ∆T = 40 °C (72 °F).

Source: Ref 5.



Fig. 24

Surface Adsorption Theory. This somewhat older theory of graphite

growth postulates that the change from lamellar to spheroidal graphite

occurs because of the change in the ratio between growth on the (1010)

face and growth on the (0001) face of graphite (Ref 33). For equilibrium

conditions, the Gibbs-Curie-Wulf law states that the crystalline phase

with the higher interface energy has a slow rate of growth in the normal

direction. Bravais's rule stipulates that the growth rate in the direction

normal to a plane is inversely proportional to the density of atoms located

on the plane.



36

Accordingly, it follows that under equilibrium conditions the crystallographic plane with the highest density of atoms has the lowest interface energy and the minimum growth rate in a direction perpendicular to the plane. Nevertheless, under the nonequilibrium conditions prevailing during the solidification of cast iron, kinetic considerations become important.

Assuming growth by two-dimensional nucleation, the highest rate of growth will be experienced by the face with the higher density of atoms, where the probability for nucleation is higher.

Therefore, in a pure environment, the highest growth rate will be in the (0001) direction of the graphite crystal (Fig.) resulting in the formation of unbranched single crystals (coral graphite). In a contaminated environment, surface-active elements such as sulfur or oxygen are absorbed on the high-energy plane (1010), which has fewer satisfied bonds.

Subsequently, the (10 1 0) plane face achieves a lower surface energy than the (0001) face, and growth becomes predominant in the (1010) direction, resulting in lamellar (plate) graphite. Finally, the reactive impurities (such as magnesium, cerium, and lanthanum) in an environment scavenge the melt of surface-active elements (sulfur, diatomicoxygen, lead, antimony, titanium, and so on), after which they also block growth on the (10 1 0) prism face. A polycrystalline spheroidal graphite results.



Schematic of the change in the growth rate of graphite due to the absorption of foreign atoms in spheroidal graphite eutectic. Three variations of an iron-carbon-silicon cast iron are as follows. (a) With nodularizer added as reactive impurity environment. (b) Pure environment. (c) Contaminated environment in which surface-active elements such as oxygen and sulfur are absorbed into system. For (a) and (b), density in the basal plane, VB is greater than the density in the prism face, VP, and either branch polycrystalline or unbranched single crystals result. For (c), VB < VP. Sulfur adsorption makes prism faces the most densely packed, and graphite flakes are subsequently formed.



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NUCLEAÇÃO DA GRAFITA

Jacobs et al. (1974 apud ZHOU 2010a) Skaland et al.(1993 apud ZHOU 2010a)

(ZHOU 2009) adaptado pelo autor



CRESCIMENTO DO NÓDULO/LAMELA

(ZHOU, 2010a)

(ZHOU, 2010a)

(ZHOU, 2010a)



38

SOLIDIFICAÇÃO EUTÉTICA

(ZHOU, 2010c)

(ZHOU, 2010c)

(ZHOU, 2010b)



Compacted/Vermicular Graphite Eutectic.

The sequence of growth of compacted/vermicular graphite during the

eutectic transformation is shown schematically in Fig. 26, based on

experimental data from Ref 34 on rapidly quenchedsamples from

successive stages during the solidification process. It can be seen

that at the eginning graphite precipitates as spheroids, which then

degenerate during growth and subsequently develop into compacted

graphite. Compacted graphite develops as interconnected segments

within an austenitic matrix. Typical compacted graphite is shown in

Fig. At follows.



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Schematic of the sequence of development of compacted/vermicular graphite: (a) small spheroids; (b) and (c), some spheroids have tails; (d) compacted graphite plus spheroidal graphite; and (e) compacted graphite.


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