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Endurecimento por Precipitação

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by

Kazuo Kamizono

on 25 October 2012

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Transcript of Endurecimento por Precipitação

UNIVERSIDADE FEDERAL DO PARÁ
INSTITUTO DE TECNOLOGIA Endurecimento por Precipitação Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica Metalurgia Física
Prof. Dr. José Maria do Vale Quaresma Kazuo de Almeida Kamizono Belém
Outubro / 2012 Introdução
Breve histórico
Tratamentos térmicos
Solubilização
Precipitação
Mecanismos de endurecimento por precipitação
Formação dos precipitados da segunda fase
Influência da temperatura e outros fatores
Formação de regiões livres de precipitados
Referências Sumário Processo de transformação de fases.
Material de um estado mais estável a um estado metaestável.
Realizada no estado sólido, visa aumentar a resitência mecânica do material, por meio de tratamento térmico. Introdução Solubilização Tratamentos Térmicos A deformação plástica de um material metálico esta associada ao movimento de discordâncias sobre planos de deslizamento da estrutura cristalina. (REZENDE, 2006).
Os precipitados na matriz de alumínio dão origem a distorções locais e a campos de deformações que restringem a mobilidade das discordâncias. (MEYERS e CHAWLA,1946). Mecanismos de endurecimento por precipitação Formação dos precipitados da segunda fase 1906 - O engenheiro alemão Alfred Vilm descobriu um fenômeno natural de envelhecimento (Al-Cu-Mg).
1919 - A primeira análise da natureza do envelhecimento.
1938 - Guinier (França) e Preston (Inglaterra) interpretaram os efeitos da formação de pequenas regiões ricas em cobre (zonas GP). Breve histórico Elevação da temperatura para que os átomos de B se dissolvam novamente na fase alfaα, provocando o desaparecimento da fase. β (REZENDE, 2006).
Tratamento térmico constituído de um aquecimento para fazer entrar em solução sólida um ou vários componentes da liga, seguido de um resfriamento brusco para manter os mesmos em solução sólida supersaturada. (NBR 6835).
Todos os átomos de soluto são dissolvidos para formar uma solução sólida supersaturada. (CALLISTER, 2011). Fig. 16p. Precipitação Visa promover, a partir da solução monofásica supersaturada, a formação da segunda fase na forma de partículas finas dispersas homogeneamente no interior dos grãos cristalinos e não mais nos contornos de grão. (REZENDE, 2006).
Precipitados da fase beta começam a se formar como partículas finamente dispersas, em um processo que é algumas vezes denominado "envelhecimento". (CALLISTER, 2011).
A precipitação ocorre por um processo de nucleação e crescimento. Após a nucleação, as partículas crescem como resultado da difusão do átomo dissolvido em solução sólida supersaturada, promovendo o crescimento do precipitado. (PORTER e EASTERLING, 1981). Fig. 16p. Figura 1. Diagrama de fases do sistema eutético A-B, apresentando a estrutura da liga com composição x1 em diferentes temperaturas. Figura 2. Representação esquemática das etapas de solubilização e precipitação apresentando as temperaturas e os intervalos de tempo relativos a cada etapa. Figura 3. Representação esquemática das transformações da segunda fase nas etapas de solubilização e precipitação, incluindo o superenvelhecimento. O primeiro tipo ocorre em geral quando os precipitados são coerentes com a matriz.
O aumento de resistência se da devido a discordância ter que atravessá-lo. Figura 9.5 - Representação esquemática de uma discordância deslocando-se sobre um plano de deslizamento comum à matriz e ao precipitado: (a) antes de atravessar o precipitado e (b) após atravessar o precipitado. Figura 5. Precipitados de particulas cortados por discordâncias em uma liga Ni- 19%Cr- 6%Al (envelhecido a 750°C por 540h e deformada 2%). As setas indicam os traços de dois planos. MET (cortesia de H. Gleiter). (MEYERS e CHAWLA, 2009). Figura 6. Precipitados coerentes de Ni3Al em uma superliga (Waspalloy 650) cisalhados. (MET – S.D. Antolovich – U.T. Compiègnes) O segundo tipo quando a tensão necessária para atravessar o precipitado é muito alta e é característico de precipitados metaestáveis intermediários.
Torna-se mais fácil a discordância encurvar-se em torno dos precipitados. Figura 8 - Representação esquemática da sequencia de interação de duas discordâncias (1 e 2) com uma fila de precipitados. Figura 4. Imagens de campo claro do TEM (a) Al± 0.65Mg±0.70Si (Si-excesso) e (b) Al±0.70Mg±0.33Si (balanceado). Tensão de cisalhamento Curvatura da discordância r: Raio
G: Módulo de Rigidez
b: Largura
τTau: Tensão Cisalhante Figura 9. Imagem de HRTEM mostrando precipitados da liga Al (AA6056-T6). (a) os precipitados e (b) e (c) os campos de tensões. Figura 7.Representação esquemática da curvatura das discordâncias. Figura 11. Tipos de precipitados quanto a sua forma. A partir da solução supersaturada da matriz, os átomos de soluto rejeitados formam zonas enriquecidas de soluto, coerentes com a estrutura cristalinas da matriz.
A formação das fases metaestáveis depende: dos elementos da composição da liga, do teor de cada um e da temperatura que é realizada a precipitação.
Para ligas de mesma composição, a temperatura é um fator importante, já que influi diretamente na difusão e nas velocidades de nucleação e crescimento. Assim algumas fases podem não se formar se forem realizadas a temperaturas diferentes. Figura 10. Tipos de precipitados quanto a sua coerência com a matriz. Zonas Guinnier-Preston (GP) A partir da solução supersaturada, pode-se iniciar a formação de zonas enriquecidas de soluto, que apresentam dimensões da ordem de 20 a 40 angstrons.
Essas zonas são estáveis a temperatura ambiente.
No entanto, existe uma temperatura-limite, acima da qual os átomos de soluto que compõem as zonas dissolvem novamente na rede cristalina, essa temperatura-limite é chamada de temperatura liquidus da zona GP e é bem menor que a temperatura liquidus da liga.
Um fator importante é o fato que a liga apresentam supersaturação de vazios após o tratamento de solubilização.
Esses vazios facilitam a difusão dos átomos de soluto para a formação das zonas GP, o que explica, para algumas ligas, a formação dessas zonas mesma a temperatura ambiente. Zonas GP em ligas de Al-Cu Figura 12. Detalhe ampliado do diagrama de fases Al-Cu mostrando uma liga com 4% Cu. Aplicando então o tratamento térmico de precipitação, inicia-se a precipitação de partículas de uma segunda fase metaestável, que não é a fase de equilíbrio theta.
Em relação a fase ka supersaturada, o aparecimento da fase metaestável provoca um a redução da energia livre, porem maior que a energia da fase de equilíbrio theta.
Inicialmente há formação de zonas GP coerentes com a matriz, que apresentam velocidade de nucleação maior que outras fases metaestáveis, denominadas de zonas GP [1].
Elas apresentam formas de discos com espessura em torno de 5 angstrons. Com a continuidade do processo, inicia-se a formação de um precipitado metaestável que apresenta velocidade de nucleação menor.
Esse precipitado é designado por theta2, ou, zona GP [2]. Ele provoca distorções e tensões na rede cristalina para se manter coerente com a matriz. A formação dessa fase provoca redução da energia livre em relação às zonas GP [1].
Seqüencialmente, após um intervalo de tempo maior, forma-se o precipitado theta1 (a fase theta2 é consumida por esta nova fase), que também provoca uma redução da energia livre em relação à fase theta2.
Ela mantém-se apenas semicoerente com a matriz, provocando tensões menores na rede cristalina. Esses precipitados são maiores que a fase theta2 e podem ser observados por microscopia ótica. Finalmente a fase de equilíbrio theta é formada. Ela é totalmente incoerente com a matriz.
Como as tensões induzidas pelas fases anteriores são eliminadas, a formação desse precipitado diminuía dureza do material.
Como a quantidade de precipitados de segunda fase depende da porcentagem dos elementos de liga, quanto maior o teor desses elementos que entram na formação da liga, maior a dureza alcançada. Influência da temperatura na formação dos precipitados Outros fatores que influenciam a formação dos precipitados Formação de regiões livres de precipitados Fig. 16q e 16r. A supersaturação de vazios facilita a formação (difusão) das zonas e dos precipitados.
Fatores que provocam a diminuição desses vazios tendem a retardar o processo de precipitação.
As discordâncias originadas pela deformação a frio interagem com esses vazios provocando sua eliminação.
Os átomos de impureza podem ocupar os vazios dificultando a precipitação.
Os contornos de grãos são absorvedores de vazios, podendo dificultar a formação das zonas em regiões próximas. Figura 13. Micrografia de transmissão de eletrons, mostras as zonas livres de precipitados ocasionado pelo excesso de vazios. Figura 14. Micrografia da liga 6061 homogeneizada. Mostra a zona livre de precipitados (PFZ) (ausência de precipitados Mg2Si ). Referências
Site:
http://www.infomet.com.br/
http://www.metalmundi.com/
http://www.cienciadosmateriais.org/

Artigo:
Dr. Amilton Sinatora - Endurecimento por precipitação

Livro:
REED-HILL, R. E.; Princípios de Metalugia Física, Guanabara Dois, 1982.
DIETER, GEORGE E.; Metalurgia Mecânica, Guanabara, 1981.
NOVIKOV, ILIA; Teoria dos Tratamentos Térmicos dos Metais, UFRJ, 1994.
PADILHA, LUIZ FERNANDO; Materiais de Engenharia: Microestruturas e Propriedades, Hemus, 2007.
VAN VLACK, L. H.; Princípios de Ciência e Tecnologia dos Materiais, Campus, 2003.
CHIAVERINI, VICENTE; Tratamentos Térmicos das Ligas Metálicas, ABM – Associação Brasileira de Metalurgia e Materiais, São Paulo, 2003.
MEYERS, MARC A.; e CHAWLA, KRISHAN K.; Princípios de Metalurgia Mecânica, Editora Edgard Bluncher LTDA, 1946.
CALLISTER, William D.; Uma Introdução a Engenharia e Ciência dos Materiais, 2001.
M. EPLER; Structures by Precipitation from Solid Solution; Metallography and Microstructures Vol 9, ASM Handbook, ASM International, 2004. Figura 16. Imagens via TEM da liga Al±1.9Cu±0.3Mg±0.2Ag envelhecida a 180 °C por: (a) 15 s; (b) 2 min; (c) 5 min; (d) 2 h; (e) 10 h. Figura 17. Mapeamento de elementos 3DAP da liga Al±1.9Cu±0.3Mg±0.2Ag (a) apenas temperada e (b) envelhecida a 180 °C por 15 s. Figura 18. Mapeamento de elementos 3DAP da liga Al±1.9Cu±0.3Mg±0.2Ag envelhecida a 180 °C (a) 2 min, e (b) 5 min, (c) 30 min, (d) 2 h e (e) 10 h.
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