Princpio Da Solidificao Dos Metais

5/16/2018 Princpio Da Solidificao Dos Metais - slidepdf.com

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7 – Princípios da Solidificação dos Metais

7.1 – Introdução

Tratando-se de uma transformação de fases, a solidificação dos metais é um

processo perfeitamente reversível. Grande parte das ligas metálicas utilizadas

comercialmente são produzidas a partir da solidificação de misturas líquidas que são

preparadas na composição química desejada. As misturas metálicas líquidas

normalmente não apresentam fases distintas, o que é verdade para todos os casos de

importância prática. Isto ocorre porque os metais, uma vez fundidos, apresentam

características muito similares entre si. A Figura 7.1 esquematiza a disposição dos

átomos nos sólidos, líquidos e gasosos. Deve-se notar que no caso gasoso os átomos dos

metais estão dispersos entre si basicamente da mesma forma, de maneira semelhante do

que nos líquidos.

No sólido,

desaparecem as

fronteiras entre

as colônias

No líquido, o tamanho

médio das colônias

diminui com o aumento

da temperatura

No vapor, as

colônias se

desagregam em

átomos

Figura 7.1 – Representação esquemática do estado de ordenação das estruturas sólida,

líquida e gasosa dos metais

Uma análise global dos atuais processos de manufatura de peças e

componentes metálicos mostra que, com exceçao dos artigos produzidos por técnicas

de metalurgia do pó, todos os demais passam, pelo menos uma vez, pelo

processo de solidificação. Com a fusão dos metais há uma queda abrupta na



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viscosidade, de tal maneira que pode-se essencialmente acomodar o metal líquido

em um molde de determinada geometria para proporcionar o formato de um peça

semi-acabada. Isso faz com que a fundição constitua a rota mais económica na

conformação de uma peça metálica, desde que o ponto de fusão não seja

extremamente elevado. Já o lingotamento consiste no vazamento do metal líquido

em moldes de geometrias mais simples, por exemplo com seções quadradas,

retangulares ou cilíndricas, e exigirá um maior dispêndio de energia para que

processos de conformação plástica, tais como laminação, forjamento, extrusão,

dêem o formato necessário à peça. Uma rota alternativa consiste nos processos de

solidificação rápida, que são principalmente adequados à produção de seções de

dimensões mais restritas como fios, filamentos, tiras e fitas metálicas. De utilização

mais tradicional e corriqueira, pode-se mencionar a solidificação na união de

partes por meio do processo de soldagem e, mais recentemente, a

utilização da refusão superficial com laser e a consequente solidificação

como técnica de tratamento superficial, formação de ligas de superfície ou

para a aplicação de recobrimentos protetores.

Essencialmente, o processo de solidificação não ocorre instantaneamente, ao

contrário, elas começam pela formação de numerosas e pequenas partículas da nova fase

(neste caso, fase sólida), as quais aumentam em tamanho até que a transformação tenha

sido concluída. O processo de solidificação pode ser dividido nas etapas de nucleação e

crescimento, as quais serão discutidas a seguir.

A nucleação envolve o surgimento de partículas, ou núcleos, muito pequenos da

nova fase (que consistem, com frequência, em apenas umas poucas centenas de átomos), os

quais são capazes de crescer. Durante o estágio de crescimento, esses núcleos aumentam em

tamanho, o que resulta no desaparecimento de parte da fase original ou de toda ela. A

transformação irá chegar à sua conclusão caso se permita o crescimento dessas partículas danova fase prosseguir até ser atingida a proporção em condições de equilíbrio.

A estabilidade de uma fase (se sólida, líquida ou gasosa) dependerá do valor de

energia livre que esta fase apresentará nas condições termodinâmicas (temperatura,

pressão, composição química).

Um elemento puro ou um composto podem existir tanto na forma de sólido

cristalino quanto como líquido, existindo uma temperatura Tf , acima da qual a forma

estável é o líquido e abaixo, estabiliza-se o sólido. Esta temperatura é definida como oponto de fusão do material e é a única em que os dois estados de agregação podem



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coexistir em equilíbrio. O ponto de fusão também pode ser definido como a temperatura

na qual as energias livres das duas fases são iguais. A transformação do estado líquido

para o sólido (e vice versa) ocorre devido a transformação da matéria para uma condição

mais estável com menor energia livre. Para que o processo de solidificação aconteça

deve haver uma redução de energia livre. Desta forma no ponto de equilíbrio nada

acontece, pois as energias dos dois estados são iguais.

Porém, para que o líquido, na maioria das situações práticas de solidificação,

possa tomar completamente a forma geométrica que se pretenda dar ao sólido, é

necessário que o vazamento desse líquido ocorra a uma temperatura superior àquela que

dá início à transformação líquido/sólido, para que o líquido possa escoar e preencher

completamente os contornos geométricos da peça. A diferença entre essa temperatura

de vazamento e a temperatura de transformação denomina-se super-aquecimento

(Figura 7.2):

f vv T T T −=∆

onde: ∆Tv = super-aquecimento, Tv = temperatura de vazamento e Tf = temperatura de fusão.

Figura 7.2 - Curvas de resfriamento de um elemento puro a partir do estado líquido com

super-aquecimento.

Embora admita-se que o líquido inicia a transformação em sólido quando atinge

a temperatura de equilíbrio entre as duas fases, ou seja, o ponto de fusão, observa-se na



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prática com freqüência o surgimento de partículas de sólido a temperaturas inferiores à

Tf . A essa diferença de temperatura dá-se o nome de super-resfriamento, ou seja:

R f RT T T −=∆

onde: ∆TR = super-resfriamento e TR = temperatura super-resfriamento.

A Figura 7.3 apresenta alguns casos típicos de curvas de resfriamento a partir

da monitorização da temperatura de uma certa massa de líquido. O caso (a) mostra que,

quando o líquido atinge a temperatura T, esse se encontra super-resfriado, mas, uma vez

iniciada a transformação em sólido, a temperatura do líquido remanescente atingerapidamente a temperatura de fusão em função do calor latente que é liberado. Quando a

quantidade de líquido analisada for muito pequena, o calor latente liberado pode não ser

suficiente para conduzir a temperatura de volta ao ponto de fusão, e a curva de

resfriamento teria o aspecto mostrado na Figura 7.3(b). Alguns materiais não formam

um sólido cristalino, mas se solidificam na forma de um sólido amorfo. Esses sólidos

apresentam uma estrutura similar à de um líquido super-resfriado e, como não ocorre

uma mudança na ordenação atômica, o calor latente não é liberado, e a curva de

resfriamento correspondente assemelha-se à apresentada na Figura 7.3(c).

Figura 7.3 – Casos típicos de curva de resfriamento: (a) elemento puro com super-

resfriamento nítido, (b) mesma situação anterior sem retorno ao ponto de fusão, e (c)

sólido amorfo.



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Até agora, as considerações feitas eram relacionadas a elementos puros. Porém,

ao invés de elementos puros, são utilizados na prática misturas de dois componentes na

forma de ligas. Considerando-se a situação de solidificação para uma mistura de dois

componentes na forma de ligas, observa-se que a solidificação tem início à temperatura

liquidus e completa-se à temperatura sólidus, ou seja, ocorre a uma faixa de temperatura,

como mostra a Figura 7.4. Isto permite ampliar o espectro de características físicas e

mecânicas, disponibilizando um elemento de opção mais amplo na seleção de materiais.

Figura 7.4 – Resfriamento de uma liga monofásica a partir do estado líquido e emcondições de equilíbrio.

7.2 – Curva de Resfriamento

Nesse ponto, podemos resumir nossa discussão examinando as curvas de

resfriamento. Uma curva de resfriamento mostra neste caso de que forma a temperaturade um metal puro diminui com o tempo [Figura 7.5 (a) e (b)]. O líquido é vazado em um

molde à temperatura de vazamento (ponto A). A diferença entre a temperatura de

vazamento e a temperatura de solidificação é o superaquecimento. O calor específico é

extraído pelo molde até que o líquido atinja a temperatura de solidificação (ponto B). Se o

líquido não tiver sido inoculado, precisará ser super-resfriado (ponto B até C). A

inclinação da curva de resfriamento antes do início da solidificação é a taxa de

resfriamento t

T

∆

∆. A medida que a nucleação tem início (ponto C), o calor latente da fusão



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é dissipado e a temperatura aumenta. Esse aumento da temperatura do líquido super-

resfriado como resultado da nucleação da fase sólida é conhecido como recalescência

(ponto C até D). A solidificação prossegue isotermicamente à temperatura de solidificação

(ponto D até E), uma vez que o calor latente da fusão produzido pela solidificação é

compensado pela dissipação de calor pelo resfriamento. Essa região entre os pontos D e E,

onde a temperatura é constante, é conhecida como platô térmico. Esse platô é produzido

porque a liberação do calor latente de fusão é contrabalanceada pelo calor que é dissipado

durante o resfriamento. No ponto E, a solidificação está concluída e o fundido sólido resfria

a partir do ponto E até a temperatura ambiente.

Figura 7.5 – (a) Curva de resfriamento de um metal puro que não foi inoculado. O

líquido resfria à medida que o calor específico é removido (entre pontos A e B). A

seguir; é necessária uma etapa de super-resfriamento (entre pontos B e C). Com a

nucleação, que tem início no ponto C, o calor latente da fusão é dissipado, causando um

aumento na temperatura do líquido. Esse processo é conhecido como recalescência (ponto

C até ponto D). O metal continua a solidificar a uma temperatura constante (Tsolidificação). No

ponto E, a solidificação está concluída, e o resfriamento da peça fundida (agora já no estado

sólido) continua. (b) Curva de resfriamento de um metal puro, bem inoculado. Não há a

necessidade de super-resfriamento e não é observado o fenómeno de recalescência. A

solidificação tem início à temperatura de fusão.

Se ao líquido forem adicionados agentes nucleadores, a extensão do super-

resfriamento é, normalmente, muito pequena. O super-resfriamente e a recalescência são

muito pequenos e a observação destes fenômenos nas curvas de resfriamento somente é



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possível por meio de medidas muito cuidadosas. Caso estejam presentes núcleos

heterogéneos no líquido, a solidificação tem início à temperatura de solidificação [Figura

7.5(b)]. O calor latente mantém o líquido remanescente à temperatura de solidificação até

que todo o líquido esteja solidificado e todo calor latente tenha sido dissipado. Sob essas

condições, a frente de solidificação cresce com interface planar.

7.3 – Nucleação

A nucleação pode ser definida como a formação de uma nova fase a partir de

outra, em posições específicas e caracterizada por contornos bem definidos que a

separam do meio que a gerou. No caso da solidificação, a nucleação envolve a formação

de partículas de sólido, envolvidas pelo material líquido. As condições que favorecem a

ocorrência da nucleação dependem dos aspectos termodinâmicos e das condições

cinéticas da transformação. Quando o sólido é formado dentro do próprio líquido sem o

auxílio de nenhum tipo de estimulante energético externo, diz-se que a nucleação é

homogênea. No caso dos metais, pode ocorrer o surgimento de regiões de ordenação

cristalina de curto alcance, mesmo a temperaturas acima do ponto de fusão. Essas

regiões constituem-se em embriões da fase sólida, não são estáveis e podem continuar

instáveis mesmo a um certo nível de temperatura abaixo do ponto de fusão.

Nas nucleações homogêneas, os núcleos da nova fase se formam de maneira

uniforme ao longo de toda a fase original, enquanto para o tipo heterogêneo os núcleos se

formam preferencialmente em heterogeneidades estruturais, tais como nas superfícies de

recipientes, em impurezas insolúveis, nos contornos dos grãos, nas discordâncias, e assim

por diante. Começamos pela discussão da nucleação homogênea, pois sua descrição e a

teoria que está envolvida são mais simples de serem tratadas. Esses princípios são então

extrapolados para uma discussão da nucleação do tipo heterogênea.

Os líquidos apresentam-se na forma de uma estrutura desordenada, onde

átomos e moléculas encontram-se em constante movimento, sem apresentar uma

posição fixa. À medida que a temperatura cai, a energia total dos átomos diminui,

aumentando a força de atração entre eles. Em um determinado momento é possível que,

em uma pequena região do líquido, um conjunto de átomos ordene-se de acordo com as

regras cristalográficas do metal, formando um núcleo sólido. Cada grão de uma



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estrutura cristalina cresce a partir de um único núcleo, sendo portanto o número de

núcleos estáveis disponíveis no volume de líquido que irá determinar o tamanho de

grão final. Em muitas aplicações práticas, particularmente quando se busca um maior

nível de resistência mecânica, uma estrutura de granulação mais fina é mais indicada, o

que implica em disponibilizar o maior número possível de núcleos por ocasião da

transformação líquido/sólido, pois os contornos de grãos servem como barreiras ao

movimento das discordâncias onde, o refinamento do tamanho do grão de um material

policristalino o toma mais duro e resistente.

A transformação do estado líquido para o sólido (e vice versa) ocorre devido a

transformação da matéria para uma condição mais estável com menor energia livre.

Para que o processo de solidificação aconteça deve haver uma redução de energia livre.

Desta forma no ponto de equilíbrio nada acontece, pois as energias dos dois estados

são iguais. A solidificação somente ocorrerá se o metal for resfriado abaixo da

temperatura de equilíbrio.

Do ponto de vista termodinâmico, existe uma única temperatura na qual uma

substância pura no estado líquido pode coexistir com essa mesma substância sólida.

Nessa temperatura as energias livres das duas fases são iguais, conforme mostra a

Figura 7.6. Abaixo da temperatura de fusão, Tf , o sólido é a fase estável já que apresenta

menor energia livre. A uma temperatura T abaixo de T f , há um decréscimo na energia

livre por conta da transformação de um determinado volume de líquido em sólido. A

uma temperatura T2<T ocorre um decréscimo na energia livre ainda maior. Isso indica

que, quanto maior o grau de super-resfriamento ∆TR. maior a forca motriz da

transformação líquido/sólido.

Entretanto, se a variação de energia livre é negativa quando o líquido

transforma-se em sólido, por que o líquido não se transforma necessariamente em sólido

imediatamente abaixo da temperatura de fusão? A explicação está no fato de a variaçãode energia livre, representada na Figura 7.6, refletir a transformação ocorrida no volume

do material. Quando um grupamento atômico arranja-se com ordenação cristalina para

formar um embrião, forma-se também uma superfície que o separa do líquido

desordenado. Associada a essa superfície existe uma energia livre positiva, o que

conduz a um aumento da energia livre à medida que essa superfície cresce. O embrião

só sobrevive se a energia livre total diminuir. Essa condição sugere que a nucleação

homogênea possa se dar por meio da formação de embriões esféricos, já que essa formageométrica é a que apresenta a menor relação superfície/volume, ou seja, a geometria



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mais indicada energeticamente para a sobrevivência do embrião, conforme mostra

esquematicamente a Figura 7.7. Nessas condições, a variação total da energia livre,

∆G, será dada por:

Figura 7.6 – Representação esquemática da variação da energia livre com a temperatura

para um elemento puro.

∆G = ∆GV+∆GS (2.15)

onde:

∆GV - variação de energia livre associada ao volume;

∆GS - variação de energia livre associada à superfície.

Assim, o processo de formação de núcleos estáveis requer que a temperaturado sistema esteja abaixo do ponto de solidificação do metal para que o balanço

energético seja favorável à sua estabilização. Se o nível de super-resfriamento não for

suficiente, o núcleo pode se desestabilizar e derreter novamente. O processo pode

se repetir até que a temperatura tenha diminuído o suficiente para que o núcleo

formado apresente um raio mínimo de curvatura, o qual resulte em uma estrutura

energeticamente estável. Deve-se lembrar que este processo se dá em nucleação

homogênea. Em metais puros, a temperatura de super-resfriamento necessária paraque ocorra o mecanismo de nucleação estável pode ser da ordem de centenas de



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graus. No ferro, por exemplo, a formação de núcleos estabilizados só ocorre a cerca de

300°C abaixo da sua temperatura de solidificação.

Figura 7.7 – Representação esquemática mostrando a nucleação de uma partícula

sólida esférica em um líquido.

Uma discussão da teoria da nucleação envolve um parâmetro termodinâmico

conhecido como energia livre (ou energia livre de Gibbs). Como dito, existem duas

contribuições para avaliação da energia livre total que acompanha uma transformação

por solidificação. A primeira é a diferença na energia livre entre as fases sólida e

líquida, ou energia de volume, ∆Gv. O seu valor será negativo se a temperatura estiverabaixo da temperatura de solidificação em condições de equilíbrio, e a magnitude da sua

contribuição é o produto de ∆Gv e o volume do núcleo esférico (isto é, 3.3

4r π ). Para

cada molécula-grama (ou átomo-grama ou grama) de substância que passa do estado

líquido para o sólido, haverá uma diminuição de energia livre.

A segunda contribuição de energia resulta da formação da fronteira entre fases

sólido-líquido durante a transformação de solidificação. Uma energia livre de superfície, γ , queé positiva, está associada a essa fronteira entre fases; além disso, a magnitude dessa

contribuição é o produto de γ e a área de superfície do núcleo (isto é, 4πr2). Neste caso, porém,

há um aumento de energia livre, já que para criar uma superfície de separação do núcleo contido

no líquido, é necessário fornecer energia (as moléculas junto à superfície do núcleo possuem

energia maior do que as que estão no interior, devido ao seu alto grau de desordem).

Finalmente, a variação total na energia livre é igual à soma dessas duas

contribuições, isto é:



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γ π π 23 .4.

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4r Gr G v +∆−=∆

∆GV = L.

∆

f T

T

L = calor latente de fusão

Essas contribuições das energias livres de volume, de superfície e total estão traçadas

esquematicamente como uma função do raio do núcleo nas Figuras 7.8(a) e 7.8(b). Aqui

(Figura 7.8(a)), será observada que, para a curva que corresponde ao primeiro termo no lado

direito da equação acima, a energia livre (que é negativa) diminui proporcionalmente à terceira

potência de r. Adicionalmente, para a curva que resulta do segundo termo desta equação, os

valores de energia são positivos e aumentam com o quadrado do raio. Consequentemente, a

curva associada com a soma de ambos os termos (Figura 7.8(b)) primeiro aumenta, passa

através de um valor máximo, e finalmente diminui. Em um sentido físico, isso significa dizer

que, à medida que uma partícula sólida começa a se formar como um aglomerado de átomos

na fase líquida, a sua energia livre primeiro aumenta. Se esse aglomerado atinge um tamanho

correspondente ao do raio crítico r*, então o crescimento irá continuar acompanhado de uma

diminuição na energia livre. Por outro lado, um aglomerado com raio menor do que o crítico

irá encolher e se re-dissolver na fase liquida. Essa partícula subcrítica é conhecida como

embrião, enquanto a partícula com raio maior do que r* é chamada de núcleo. Uma energia

livre crítica, ∆G*, ocorre no raio crítico e, consequentemente, no ponto máximo da curva na

Figura 7.8(b). Esse valor de ∆G* corresponde a uma energia livre de ativação, que é a

energia livre exigida para a formação de um núcleo estável. De maneira equivalente, ela pode

ser considerada como uma barreira de energia para o processo de nucleação, ou seja, após

atingir esta energia máxima, o embrião é capaz de crescer e formar um núcleo, já que sua

energia cai consideravelmente a partir deste ponto, formando um núcleo estável de energia

menor. A dependência de ∆G* e r* em relação ao super-resfriamento ∆T, está mostrado

na equação abaixo.

T L

T

r

f

∆=

γ 2*



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2

23*

)(3

16

R

f

T L

T G

∆=∆

πγ

Figura 7.8 – (a) Curvas esquemáticas para as contribuições de energia livre de volume e

da energia livre de superfície para a variação total na energia livre associada à formação

de um embrião/núcleo durante o processo de solidificação e (b) gráfico esquemático de

energia livre em função do raio do embrião/núcleo, onde são mostrados a variação da

energia livre crítica (∆G*) e o raio crítico do núcleo (r*).

Partículas que atingem um raio r>r* constituem-se em núcleos estáveis que tem

condição de crescer de crescer dentro da fase líquida, enquanto aquelas com r<r* são

diluídas no líquido. As equações acima demonstram claramente a dependência de r* e

∆G* do super-resfriamento ∆T. Na vizinhança do ponto de fusão, o raio do núcleo crítico

tende a infinito à medida que ∆T aproxima-se de zero, e consequentemente não há

decréscimo na energia livre de volume suficiente para compensar o aumento em energia

livre por conta da parcela superficial. Por outro lado, à medida que aumenta o super-resfriamento, ocorre um maior estímulo á nucleação refletida em diminuições de r* e

∆G*. A Figura 7.9 demonstra essa dependência.

Em temperaturas bem menores que a temperatura de fusão, tem-se a formação

de maior número de núcleos estáveis, em tamanhos menores. Para temperaturas

próximas á temperatura de fusão, o número de núcleos estáveis diminui, e são de

tamanhos maiores, formando materiais de grãos mais grosseiros. Assim, o tamanho dos

cristais de uma liga é tanto mais fino, quanto maior o seu super-resfriamento.



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Figura 7.9 – Evolução da variação da energia livre crítica e do raio crítico do núcleo com o

super-res friamente

Vários comentários qualificados são apropriados em relação à discussão acima.

Em primeiro lugar, embora tenhamos admitido uma forma esférica para os núcleos, esse

método pode ser aplicado a qualquer forma com a obtenção do mesmo resultado final.

Além disso, esse tratamento pode ser utilizado para outros tipos de transformação além

da solidificação, como por exemplo, sólido-vapor e sólido-sólido. Contudo, as

magnitudes de ∆Gv e γ , além das taxas de difusão dos componentes atômicos, irão sem

dúvida diferir entre os vários tipos de transformação. Ademais, nas transformações

sólido-sólido poderão existir alterações de volume associadas à formação de novas

fases.

Embora os níveis de super-resfriamento para a nucleação homogênea possam ser

significativos (ocasionalmente de várias centenas de graus Celsius), em situações práticas

eles são, com frequência, da ordem de apenas alguns graus Celsius. A razão para isso é que a

energia de ativação (isto é, a barreira energética) para a nucleação, ∆G*, é diminuída quando os

núcleos se formam sobre superfícies ou interfaces preexistentes, uma vez que a energia livre

de superfície, γ , é reduzida. Em outras palavras, é mais fácil a nucleação ocorrer em

superfícies e interfaces do que em outros locais. Novamente, esse tipo de nucleação é

conhecido como heterogênea. Em condições reais, a presença de impurezas e as paredesdo molde que contém o líquido facilitam o processo de formação dos núcleos. A



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presença de elementos estranhos ao líquido diminui a quantidade de átomos ordenados

necessários para formar uma partícula sólida com o raio de curvatura mínimo exigido

para a estabilização. A maior parte dos processos de inoculação durante o vazamento

de peças fundidas baseia-se no princípio da nucleação heterogênea, onde partículas

são intencionalmente introduzidas no líquido com o objetivo de atuarem como

substratos de nucleação. O resultado é uma estrutura de granulometria fina, com

melhores propriedades mecânicas.

A formação de um núcleo de tamanho crítico pode sofrer uma ação

catalisadora por meio da presença, no volume de líquido, de superfícies adequadas e de

natureza diversa do líquido. O agente catalisador da nucleação pode ser tanto partículas

sólidas em suspensão no líquido, paredes de molde, uma película de óxido na superfície

do líquido, ou elementos ou compostos inseridos propositadamente. Nessas condições, a

nucleação tem início exatamente nessas partículas estranhas ao sistema e é denominada

de nucleação heterogênea. Esses agentes atuam como facilitadores energéticos do

processo de nucleação, o que se traduz pelos valores de super-resfriamentos máximos

observados na prática, que raramente vão além de uns poucos graus abaixo do ponto de

fusão, com exceção dos casos de formação de estruturas vítreas.

A intensidade da nucleação controla a estrutura final e, consequentemente,

as propriedades do sólido formado. Cada grão de uma estrutura cristalina cresce a

partir de um único núcleo, sendo, portanto o número de núcleos estáveis disponíveis

no volume do líquido que irá determinar o tamanho de grão final. Em muitas

aplicações práticas, particularmente quando se busca um maior nível de resistência

mecânica, uma estrutura de granulação mais fina é mais indicada, o que implica em

disponibilizar o maior número possível de núcleos por ocasião da transformação

líquido/sólido. As duas técnicas tradicionais de controle de tamanho de grão

consistem no resfriamento controlado, ou seja, imposição de elevadas taxas deresfriamento para o refino de grão, e na adição de agentes nucleantes.

Um agente nucleaate é uma substância adicionada intencionalmente ao

líquido para agir como um catalisador da nucleação. Um agente nucleante eficiente

deve ser o mais estável possível, sendo insolúvel no líquido, e apresentar um

máximo de área superficial. Se a superfície do substrato nucleante apresentar-se

rugosa agente nucleante será mais eficiente. Também, quanto maior a

similaridade entre os parãmetros das redes cristalinas do núcleo e do substrato



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nucleante, e também à medida que a afinidade química entre ambos aumenta,

mais eficiente é o agente nucleante (Cu-Ni).

Industrialmente, um grande número de agentes inoculantes é utilizado no

refino de grãos de ligas comerciais, como por exemplo titânio e boro para ligas de

alumínio, ferro-silício para a nucleação de grafita nos ferros-fundidos, carbono e

zircônio para ligas de magnésio, ferro ou zircônio para ligas à base de cobre, arsênio

ou telúrio para ligas de chumbo, titânio para ligas a base de zinco, nióbio, e titânio

para aços-carbono, etc.

Em resumo, nos casos de nucleação homogênea, os núcleos se formam como

esferas dentro de uma massa no material, na qual os átomos envolvidos são os do

próprio material. Este não pode ser o modo como os materiais costumam se

solidificar, porque (em geral) um super-resfriamento de 1oC ou menos é o que basta.

A nucleação homogênea tem sido observada em amostras de laboratório ultra-limpas,

mas é a exceção, e não a regra. Na nucleação heterogênea, os núcleos se formam

como calotas esféricas sobre defeitos, como superfícies sólidas, contornos de grão ou

discordâncias. Este tipo de nucleação ocorre com muito mais facilidade do que a

nucleação homogênea porque os defeitos dão ao novo cristal uma boa base de apoio.

Nucleação homogênea é rara porque os materiais quase sempre contêm defeitos ou

impurezas.

7.4 – Crescimento

Após formados, os núcleos tendem a crescer pelo acúmulo de mais matéria

sólida ao seu redor, que depende da maior ou menor facilidade que os átomos encontrem

para se ligar à interface de crescimento, ou seja, depende da estrutura da interface sólido/

líquido em nível atómico. O crescimento pode ocorrer de maneira planar, dendrítica ou

celular.

Se o líquido à frente da interface sólido/líquido encontra-se em uma

temperatura acima da temperatura de fusão, o desenvolvimento de qualquer

saliência na interface é inibido e o crescimento do cristal sólido ocorre de maneira

planar, como mostra a Figura 7.10(a). O calor latente de solidificação é removido



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por condução térmica pela parede do recipiente e, por consequência, através do

sólido formado.

Porém, quando o líquido encontra-se em um estado super-resfriado, ou seja,

em uma temperatura T j abaixo do seu ponto de fusão, Tf , o crescimento dendrítico é

favorecido. Neste caso, a remoção de calor latente necessário à solidificação do

líquido ocorre pela transferência de calor da região da interface para o líquido super-

resfriado à sua frente. Este mecanismo favorece o desenvolvimento de protuberâncias

na interface sólido/líquido com formato semelhante ao de uma árvore, chamadas de

dendritas, conforme esquematizado pela Figura 7.10(b). A formação e o crescimento

de dendritas prosseguem até o ponto em que o super-resfriamente do líquido persiste

ou quando são barrados pelo crescimento de outras dendritas ao seu redor. A Figura

7.11 mostra o aspecto das dendritas de solidificação na superfície de fratura de uma

liga de alumínio de alto teor de silício. Também podem se formar braços dendríticos

secundários e terciários nas hastes primárias, o que acelera a transferência de calor latente.

O crescimento dendrítico continua até que o líquido super-resfriado atinja a temperatura de

solidificação. A partir daí, todo o líquido remanescente se solidifica por crescimento planar.

A diferença entre crescimento planar e dendrítico ocorre em função das diferenças de

transferência do calor latente durante a solidificação. O molde deve absorver o calor no

crescimento planar, porém, o líquido super-resfriado absorve o calor no crescimento

dendrítico.

Figura 7.10 – Representação esquemática de crescimento (a) planar e (b) dendrítico.



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Figura 7.11 – Dendritas de solidificação de uma liga de alumínio de alto teor de

silício.

Para uma melhor explicação do crescimento dendritico, há um fator que podemos

mencionar: a dissipação do calor de solidificação. Toda substância ao solidificar-se, sempre

cede calor para o exterior. Se este calor de solidificação for elevado, sua liberação na

interface entre líquido e cristal em crescimento poderá interferir com este próprio

crescimento. Isto ocorrerá se a velocidade de solidificação for muito rápida, porque então

não haverá tempo para dissipação do calor que é liberado quando os átomos do líquido

passam a fazer parte do cristal. Resultam então formas bizarras para os cristais, cujo

crescimento deixa de ser determinado exclusivamente pelas características dos diversos planos

e orientações cristalinas, para ser influenciado por diferenças de temperatura oriundas da

própria solidificação. O cristal procura então crescer pelos pontos mais frios. Ora, os lugares

em que a dissipação de calor é mais fácil e rápida são as extremidades, pontas e arestas. De

modo que, em vez de crescer com uma forma idiomórfíca simples e bem definida, o cristal

passa a desenvolver-se com ramificações numerosas, vindo a constituir uma dendrita. Quanto

maior a velocidade de crescimento, tanto maior a tendência à formação de dendritas, (Figura

7.12). O crescimento de grandes cristais idiomórficos, não dendriticos, requer sempre uma

cristalização lenta. Esta discussão pode ser bem analisada observando-se a Figura 7.13.

Quase todos os metais se solidificam segundo uma estrutura dendrítica

(dendritos – nome derivado da palavra grega que significa árvore), assim como alguns

como alguns compostos orgânicos. Embora uma forma dendrítica dê uma grande razão

superfície-volume, ela também estimula o calor latente a escapar da interface sólido-

líquido, e a solidificação mais rápida que obtemos como conseqüência “paga” a alta

energia de contorno. Grandes forças motrizes produzem dendritos finos – o que explica



19

por que mal podemos ver os dendritos de um picolé crescerem em um congelador (-

10oC), mas eles são óbvios em uma poça congelada (-1oC).

Figura 7.12 - Fractografia dendrítica de uma liga Ti-20Ta..

Figura 7.13 - Influência da taxa de resfriamento sobre a microestrutura de solidificação.

Já para o modo de solidificação celular (estrutura celular), o acúmulo do soluto

na frente de interface faz com que a temperatura liquidus seja mais baixa que o valor da

composição da liga determinado Co. Ocorre então um super-resfriamento na frente de

solidificação, gerado pelo acúmulo de soluto, denominado super-resfriamento

constitucional. Este super-resfriamento constitucional desestabiliza a interface plana,fazendo com que cresça uma protuberância na interface sólido-líquido e,



20

consequentemente a interface deixa de ser plana. Essa instabilidade pode ser causada por

um efeito termodinâmico ou cinético. O super-resfriamento é controlado por Co, ou seja,

porcentagem de soluto na liga; pelo gradiente térmico externo imposto, G; e pela

velocidade de solidificação R, estando esta relacionada com a variação da temperatura

liquidus.

Quando o super-resfriamento constitucional é suficiente para iniciar o processo

de instabilização da interface S/L, ocorre a formação de uma protuberância que se

projeta a partir da interface no líquido super-resfriado até um ponto em que o super-

resfriamento seja apenas necessário para manter a força motriz do crescimento,

conforme mostrado na Figura 7.14(a). Essa protuberância ao crescer rejeita o soluto

tanto longitudinalmente à frente da interface quanto lateralmente, o que provoca uma

concentração de soluto nessas regiões laterais maior do que em qualquer outro ponto

do líquido e a protuberância adquire uma forma estável, já que o líquido que a

envolve está em uma condição de super-resfriamento suficiente apenas para manter

um regime estacionário de crescimento. Esse argumento, referente ao surgimento

dessa protuberância única mostrada na Figura 7.14(a), pode ser estendido a toda a

interface, a qual degenera de uma situação plana a uma rede de protuberâncias,

conforme esquematizado na Figura 7.14(b) e que é conhecida como interface ou

estrutura celular. Essas células têm aproximadamente o mesmo tamanho e seis

vizinhos próximos com contornos no formato de hexágonos regulares conforme

mostra a Figura 7.14(c) para uma liga Pb-Sn.

Figura 7.14 – a) e b) Esquema do desenvolvimento de uma interface celular; c) interfacecelular de uma liga diluída do sistema Pb-Sn.



21

A Figura 7.15 ilustra o efeito do super-resfriamento constitucional na morfologia de

solidificação.

Figura 7.15 – Efeito do super-resfriamento constitucional na morfologia de solidificação.

7.4.1 – EFEITO DO TAMANHO DAS DENDRITAS NAS PROPRIEDADES

MECÂNICAS

O tempo de solidificação afeta o tamanho das dendritas. Normalmente, o

tamanho das dendritas é caracterizado pelo espaçamento entre os braços dendríticos

secundários, e seu espaçamento diminui quando o fundido solidifica mais rapidamente,conforme ilustra a Figura 7.16. A estrutura dendrítica mais fina e mais extensa conduz



22

mais eficientemente o calor latente para o líquido super-resfriado. O menor espaçamento

de braços dendríticos secundários eleva a resistência mecânica e aumenta a ductilidade

das ligas fundidas, como ilustra a Figura 7.17.

Figura 7.16 – Efeito do tempo de solidificação sobre os espaçamentos de braços

dendríticos secundários do cobre, zinco e alumínio.

Figura 7.17 – Efeito do espaçamento de braços dendrfticos secundários nas propriedades

mecânicas de uma liga fundida de alumínio.

7.5 – Estrutura de Solidificação de Lingotes



23

Somente cerca de 20% dos objetos metálicos produzidos industrialmente são

utilizados diretamente no formato em que são fundidos, enquanto a maior parte é

produzida a partir de blocos de metal solidificados em formato simples, com seções

transversais quadradas, retangulares ou cilíndricas, denominados lingotes e que nunca

são utilizados diretamente em aplicações comerciais sem antes serem submetidos a um

ou mais processos de conformação para adquirirem a forma de urna peça ou

componente.

A estrutura bruta de solidificação de um modo geral pode ser discutida a partir

das macroestruturas observadas em lingotes. Quando o metal líquido é vazado em uma

lingoteira, a parte que entra em contato com as paredes frias da lingoteira é rapidamente

super-resfriada, e, nessa fina camada de líquido super-resfriado, ocorre uma nucleação

intensa de grãos cristalinos de orientação aleatória. Essa camada de pequenos grãos

finamente dispersos e localizada na superfície do lingote é denominada de zona

coquilhada. O tamanho dessa zona depende de uma série de fatores dentre os quais

pode-se citar as propriedades termofísicas do material do molde, o coeficiente de

transferência de calor metal/molde e a temperatura de vazamento do metal líquido.

Quando o metal é vazado com um alto grau de super-aquecimento e as paredes do

molde estão frias, somente uma camada fina de líquido consegue atingir temperaturas

abaixo da temperatura de nucleação e consequentemente só ocorre a formação de uma

pequena zona coquilhada. Com o vazamento do líquido bastante próximo da

temperatura de transformação, já se consegue uma zona coquilhada maior, mas, se o

molde sofrer um pré-aquecimento antes do vazamento, essa zona poderá ser

imperceptível ou inexistente.

O calor latente de solidificação liberado, associado ao calor que flui do líquido

aquecido em direção ao molde, remove o super-resfriamento do metal líquido

inicialmente existente nas proximidades das paredes do molde, e a taxa de resfriamentodiminui rapidamente. Como o líquido no centro da lingoteira está a temperaturas acima

da temperatura de transformação (temperatura de fusão ou temperatura liquidus), não

poderá ocorrer a formação de grãos nessa região nesses instantes iniciais e portanto os

únicos grãos que se desenvolverão são aqueles que estão crescendo a partir da paredes

do molde e em direção ao líquido. Desses grãos, aqueles que tiverem direções de

crescimento mais coincidentes com a direção de extração de calor, ou seja,

perpendicularmente à parede do molde, crescerão mais rapidamente, porque a direçãopreferencial de crescimento dendrítico é próxima dessa direção, e têm sua seção



24

transversal aumentada à medida que a frente de solidificação vai se afastando do molde.

Os grãos que não tiverem direções favoráveis de crescimento serão bloqueados e

impedidos de continuarem a crescer, conforme mostra o esquema da Figura 7.18, dando

origem a uma região denominada de zona colunar. No caso de solidificação de ligas,

essa região é caracterizada por um crescimento de dendritas orientadas e em equilíbrio

térmico com o líquido que as envolvem, e crescem tão rapidamente quanto o calor

latente possa fluir para as paredes do molde.

Figura 7.18 – Representação esquemática do crescimento de grãos na região

coquilhada e do surgimento de grãos colunares a partir de grãos coquilhados com

orientação favorável.

O crescimento dos cristais colunares em direção ao centro do lingote continua

enquanto o calor é progressivamente retirado por condução através do sólido e

conduzido ao molde. Por outro lado, o líquido na região central do lingote também pode

tornar-se super-resfriado tanto por efeito térmico quanto constitucional, e isso ocorrendo

qualquer embrião de sólido que surgir pode crescer aleatoriamente, na forma de cristais

conhecidos como equiaxiais. Dessa forma o crescimento da zona colunar pode ser

bloqueado pela formação de uma zona equiaxial central. A Figura 7.19 mostra uma

representação esquemática das três zonas que podem constituir a macroestrutura de um

lingote, e as zonas colunar e equiaxial em um lingote de alumínio. Essa zona estrutural

central é mais comum em grandes lingotes, nos quais as perdas de calor por radiação

são apreciáveis, e é típica de peças obtidas através do processo de fundição.



25

Figura 7.19 – a) Representação esquemática das diferentes zonas macroestruturais;

b) Macroestratura de um lingote de alumínio de seção quadrada.

Então, a solidificação de materiais pode ser considerada fundamentalmente como

um processo de transferência de calor em regime transitório. A transformação líquido/

sólido é acompanhada por liberação de energia térmica, com uma fronteira móvel

separando as duas fases de propriedades termofísicas distintas. A análise de

transferência de calor na solidificação apresenta essencialmente dois objetivos: a

determinação da distribuição de temperatura no sistema metal/ molde e a determinação da

cinética de solidificação. Para melhor ilustrar esta análise, é interessante considerar-se a

situação física de solidificação de um lingote, conforme mostra um esquema da Figura

7.20.

Figura 7.20 – Elemento de Referência representativo do Sistema Metal/Molde.



26

Os núcleos geradores dos grãos equiaxiais têm várias origens, mas só podem

crescer após o líquido nas regiões centrais da lingoteira ter atingido temperaturas abaixo

da liquidus. Eles podem surgir como decorrência de eventos isolados de nucleação, a

partir do crescimento da zona colunar ou da nucleacão de cristais na superfície livre do

líquido. A utilização de compostos que solidificam analogamente a metais e que por sua

transparência permitem a visualização do fenómeno mostra nitidamente a formação da

zona equiaxial. Um exemplo desse tipo de análise é mostrado na Figura 7.21 para o caso

da solidificação de uma solução de cloreto de amônia-água, em lingoteira de alumínio

com paredes longitudinais de acrílico, o que permite a filmagem do processo desde o

vazamento do líquido até sua completa solidificação.

Figura 7.21 — Sequência da solidificação de solução de cloreto de amónia e água em

lingoteira de alumínio.

Essa última figura mostra o caso do vazamento do líquido a uma temperatura

ligeiramente superior à temperatura liquidus. Como as paredes do molde de alumínio

estão frias, o líquido é quase que instantaneamente resfriado a temperaturas abaixo da

liquidus. Os grãos que são formados nas paredes da lingoteira e mesmo ramificações



27

dendríticas que são quebradas pela ação mecânica das correntes de vazamento são

conduzidos por essas correntes até a região central do lingote, e, como o líquido já se

encontra a temperaturas abaixo da liquidus, essas partículas não sofrem refusão, mas

crescem dendriticamente em todas as direções a uma velocidade determinada pela taxa

de extração de calor. A criação de uma infinidade de núcleos durante o vazamento, sem

que ocorra a refusão, é conhecida como fenômeno big-bang de nucleação e que conduz

a um tamanho de grão equiaxial bastante pequeno.

Os mecanismos de surgimento dos núcleos geradores da zona equiaxial foram

objetos de bastante discussão na literatura especializada, e podem ser sinterizados por:

sobrevivência de cristais coquilhados e ramificações densdríticas que se rompem e que

são trazidas pela ação convectiva até o centro dos lingotes; separação das ramificações

laterais das dentritas, muito finas, do corpo das dendritas, em que tais cristais

destacados desta forma podem ser transportados por convecção e se constituem em

sementes geradoras da zona equiaxial; formação de cristais equiaxiais a partir de

núcleos formados na superfície superior do lingote, os quais decantam para o interior do

lingote por serem mais densos.

7.5.1 – CONTROLE DA MACROESTRUTURA

Na grande maioria das situações práticas é desejável que a estrutura bruta de

solidificação se apresente na forma de grãos equiaxiais, já que esse tipo de estrutura

caracteriza-se pela isotropia de suas propriedades mecânicas. O tipo e o tamanho dos

grãos formados são determinados pela composição química da liga, taxa de resfriamento

e por interferências de natureza química na composição do líquido ou mecânica durante

o processo de solidificação. Para desenvolver estruturas completamente equiaxiais épreciso impedir o crescimento colunar, por meio de dois procedimentos principais:

controle da nucleação através das condições de solidificação ou pelo uso de

inoculantes e utilização de métodos físicos para produzir movimento forçado no metal

líquido (vibração, agitação mecânica, agitação eletromagnética, etc.).

No caso da adição de inoculantes para o refino, é necessário que ele seja

uniformemente distribuído pelo metal líquido para que seu efeito possa ser extensivo

atingindo toda a peca fundida. Os agentes refinadores são adicionados na forma simplesou combinada (por exemplo na forma de sais) e sempre em quantidades muito pequenas



28

de forma a não modificar significativamente a composição original da liga. A influência

do tamanho de grão nas características mecânicas está associada ao efeito da

distribuição de porosidades, inclusões e produtos segregados, etc. Por exemplo, a

maioria das fases mais frágeis precipitam mais tardiamente no processo de solidificação

e acomodam-se preferencialmente nos contornos de grão e, juntamente com a ação de

outros parâmetros estruturais, são responsáveis pela qualidade mecânica inferior das

estruturas constituídas de granulação mais grosseira. A Figura 7.22 mostra o efeito do

uso de um refinador de grão na estrutura de lingotes de uma liga Al 7%Si, e a Figura

7.23 mostra estruturas colunar e equiaxial em um placa de alumínio.

Figura 7.22 – Ação do refinador de grão na estrutura de um lingote de liga Al 7%Si.

Figura 7.23 – Alteração estrutural em uma placa de alumínio

As propriedades mecânicas de estruturas brutas de solidificação, à temperatura

ambiente, geralmente apresentam tendência de aumentar com a diminuição do tamanho

do grão, como ilustra a Figura 7.24. Dependem do arranjo microestrutural que se defineno processo de solidificação e, dessa forma, do tamanho de grão, espaçamentos



29

interdendríticos, a forma, o tamanho e o espalhamento de eventuais porosidades,

produtos segregados e outras fases, os quais irão determinar o comportamento mecânico

da estrutura representado por tensões e/ou deformações. Dentre as propriedades

mecânicas influenciadas pelo arranjo da estrutura de solidificação, podem ser citadas o

limite de resistência à tração, limite de escoamento, ductilidade, limite de resistência à

fadiga e resistência à fluência.

Figura 7.24 – Propriedades mecânicas de estruturas brutas de solidificação em função

do tamanho de grão (a) Al 4,5%Cu e (b) Al 7%Si: pontos em negrito – modificados

com sódio, e pontos claros – estado normal sem modificação.

Os efeitos do tamanho de grão nas propriedades são consequência

principalmente de mudanças na distribuição de porosidades, inclusões e produtos

decorrentes da segregação de soluto. Geralmente essas heterogeneidades são

particularmente severas nos contornos de grãos, que acabam por se constituir em

caminhos preferenciais da fratura em estruturas de granulação grosseira e em

propriedades mecânicas inferiores. Uma maneira mais eficiente de melhorar as

propriedades de estruturas brutas de solidificação consiste em reduzir ou provocar uma

melhor distribuição dessas heterogeneidades.



30

Reconhece-se atualmente que os espaçamentos das ramificações dendríticas

têm uma correlação muito mais imediata com as propriedades mecânicas do que o

próprio tamanho de grão cristalino. No interior de cada grão, existe uma rede de

ramificações dendríticas caracterizadas por baixas concentrações de soluto no centro das

ramificações e ricas de soluto nos interstícios das ramificações, o que pode causar

heterogeneidade nas estruturas dos materiais. Existindo a presença de gases dissolvidos

no metal líquido, as regiões interdendríticas são particularmente adequadas às fixações

de bolhas, além dos vazios devido à contração que ocorre por conta do líquido

aprisionado entre braços dendríticos. É evidente que a interface externa dessa rede

dendrítica, constituída pelo contorno de grão, também será uma região preferencial para

a ocorrência de porosidades, segundas fases, produtos segregados, etc.

A aplicação mais notável de estruturas colunares é sem dúvida a da fabricação

de lâminas de turbinas de motores a jato, conforme já comentado na seção anterior.

As lâminas fabricadas com estruturas colunares apresentam maior resistência na

direção longitudinal, porque os grãos estão alinhados na direção dessa máxima

solicitação que coincide com a direção de ação da força centrífuga. Como as turbinas

operam a altas temperaturas, fica caracterizada uma situação em que é preciso que o

material seja resistente à fluência nessa direção. Como a deformação nessas

temperaturas rnais altas dá-se não só pelo movimento de dis-cordâncias, mas

também pela ação significativa do escorregamento de contornos de grão, a diminuição

dos contornos quando se passa da estrutura equiaxial para a colunar favorece a

resistência à fluência. Nesse sentido, a eliminação completa dos contornos através

da fabricação de lâminas monocristalinas é certamente a situação mais favorável.

Nesse último caso, elimina-se a necessidade da adição de elementos de liga que

atuam como reforços para os contornos de grão, além do que a ausência de

contornos de grão favorece também a resistência à corrosão.

7.5.2 – RESUMO

Lingotes são blocos produzidos através do vazamento do metal líquido em

moldes permanentes, também chamados de coquilhas, fabricadas, normalmente, de ligas

ferrosas. A natureza metálica da coquilha favorece uma rápida extração de calor e aformação de inúmeros pontos de nucleação assim que o líquido entra em contato com as



31

paredes do molde. Assim, na superfície do lingote, forma-se uma microestrutura de

grãos refinados e equiaxiais. A partir desta região, os novos grãos que se formam

apresentam uma geometria colunar e crescem perpendicularmente às paredes do molde,

em direção ao centro da peça, ou seja, no sentido oposto à extração de calor. Portanto, a

estrutura final consiste em um lingote com grãos finos equiaxiais próximos à superfície e

grãos colunares no interior, Figura 7.25(a). O crescimento dos grãos colunares pode

ocorrer de modo planar se a temperatura do líquido estiver acima do ponto de fusão

ou de modo dendrítico se houver um super-resfriamento. Entretanto, se a

temperatura de vazamento for baixa, pode ocorrer a formação de grãos equiaxiais na

região central da peça, Figura 7.25(b). Isto ocorre porque durante a turbulência do

vazamento, pedaços de cristais recém-nucleados na parede do molde podem ser

arrastados para o líquido e servir como substratos de nucleação de grãos equiaxiais na

região central do lingote, impedindo assim a progressão dos grãos colunares. Em

algumas situações, se a temperatura de vazamento for suficientemente baixa ou se um

inoculante for adicionado, pode ser obtida uma estrutura de grãos totalmente

equiaxiais, Figura 7.25(c).

A Figura 7.26 ilustra a diferença na morfologia devido a diferença de distribuição

ao longo do molde, onde a temperatura na superfície é inferior à temperatura conforme a

aproximamos do centro do molde.

Figura 7.25 – Variação da estrutura de um lingote vazado em coquilha metálica em

função da temperatura de vazamento: (a) grãos totalmente colunares, (b) grãos

equiaxiais no centro do lingote e (c) microestrutura totalmente equiaxial.



32

Figura 7.26 – Diferença na morfologia devido a diferença de distribuição ao longo do

molde, onde a temperatura na superfície é inferior à temperatura conforme a aproximamos

do centro do molde.

Em geral existem três regiões de grãos que se classificam como:

Zona coquilhada: região de pequenos grãos com orientação cristalina aleatória, situada

na parede do molde. Próximo à parede existe maior taxa de extração de calor e portanto

elevado super-resfriamento, que favorece a formação destes grãos.

Os grãos da zona coquilhada tendem a crescer na direção oposta a da extração de calor.

Porém algumas direções cristalinas apresentam maior velocidade de crescimento que

outras.

Zona Colunar: região de grãos alongados, orientados na direção de extração de calor.

Os grãos da zona coquilhada que possuem as direções cristalinas de maiores

velocidades de crescimento alinhadas com a direção de extração de calor, apresentam

aceleração de crescimento. Esta aceleração gera grãos alongados que compõem a zona

colunar, situada na posição intermediária entre a parede e o centro do molde.



33

Zona Equiaxial: região de pequenos grãos formados no centro do molde como

resultado da nucleação de cristais ou da migração de fragmentos de grãos colunares

(arrastados para o centro por correntes de convecção no líquido). Nesta região os grãos

tendem a ser pequenos, equiaxiais e de orientação cristalina aleatória.

7.6 – Defeitos de Solidificação

Qualquer processo baseado na solidificação de um metal com o objetivo de

produzir-se uma peça sólida deve atender a certas exigências, que dependem de sua

aplicação futura e que decorrem de aspectos estruturais e geométricos. Um aspecto

também importante a ser analisado durante a solidificação refere-se ao fluxo de metal

líquido, o qual, alem de influir sobre aspectos da estrutura formada, tem importância

fundamental sobre as características da geometria do sólido a ser produzido. Nos

processos de fundição e lingotamento, o metal líquido é vazado no molde ate completá-lo

totalmente, de forma cuidadosa e ate mesmo utilizando-se de técnicas auxiliares, no

sentido de minimizar a oclusão de bolhas e a formação de óxidos. O fluxo de metal

líquido não cessa necessariamente com o final do vazamento, ocorrendo também durante

a solidificação. Quando o líquido não alimenta completamente todos os contornos da

peça, ocorrem vazios por falta de preenchimento e, quando não consegue fluir

adequadamente para compensar a contração da solidificação, surgem as

microporosidades.

São inúmeros os defeitos que podem decorrer dentro do processo de fundição a

começar por aqueles que surgem a partir do próprio projeto do sistema metal/molde, e quando não consegue fluir adequadamente para compensar a contração da solidificação,

surgem as microporosidades.

Alguns tipos são removíveis com tratamento térmicos e ou termo-mecânicos.

Outros podem persistir e até evidenciarem-se no produto final. Estes defeitos a seguir

são devidos à solidificação após fabrico não tão cuidadoso.

Assim, denomina-se defeito da solidificação toda a heterogeneidade surgida

durante o esfriamento de um material fundido. A heterogeneidade refere-se à estrutura

interna do material. As heterogeneidades podem ser de natureza física (poros) e de

natureza química (segregações). A porosidade, por sua vez, pode ocorrer por contrações



34

de solidificação (formando macroporosidades e microporosidades) e por gases

dissolvidos.

As heterogeneidades de composição química, bem como as de estrutura,

influem nas propriedades dos aços, fazendo com que sejam diferentes de um ponto para

outro. Esta influência será tanto maior, quanto mais acentuada for a heterogeneidade. A

avaliação do grau de nocividade dessas diferenças depende da aplicação do material;

assim, em muitos casos, essas diferenças, ainda que sensíveis, podem não ter

importância em virtude da natureza dos esforços (baixos ou estáticos) a que a peça será

submetida na prática, e então nem há interesse em pesquisar estas heterogeneidades.

Mas em outros casos, de peças de maior responsabilidade, que devem suportar esforços

elevados ou alternados e repetidos, choques, etc., e cuja ruptura em serviço possa trazer

graves consequências, as heterogeneidades apontadas apresentam um grau de

nocividade muito maior, justificando-se plenamente um exame mais detido do material.

Importante

1. Heterogeneidades → afetam as propriedades dos aços → um aço não é igual ao

outro.

2. ↑ heterogeneidades → ↑ problemas de propriedades.

3. Para evitar → ↑ custo → assim → depende da responsabilidade do componente.

REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

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Engenharia de Materiais. 2 ed., Rio de Janeiro: LTC, 2006.

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Askeland, D. R.; Phulé, P. Ciência e Engenharia dos Materiais. São Paulo: Cengage



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Ashby, M. F.; Jones, D. R. H. Engenharia de Materiais. v. II, Rio de Janeiro: Elsevier,

2007

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