classificação geral das ligas de al - udesc - cct · - diagrama al-si - influências dos...

09/06/2016

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Aula 14: Solidificação do alumínio e suas ligas

- Introdução

- Diagrama Al-Si

- Influências dos elementos de liga

- Modificação das ligas Al-Si

- Microestruturas e propriedades mecânicas

- Mecanismos de endurecimento

Classificação Geral das Ligas de Al

Ligas deFundição

Ligas de Conformação ou Trabalháveis

Boas Propriedades de Fundição

Previsão através de: - Diagramas de Equilibro- Composição Química

Alta ductilidadeBaixa resistência mecânica

Solidificação de Ligas de Al

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Mecanismos de Endurecimento/Aumento de Resistência em Ligas de Al

Ligas de Fundição

Tratamentos Térmicos

Solubilização

Precipitação (Envelhecimento)

Tratamentos do Banho

Refino de Grão

Modificação do Si

Refino da Matriz (α)

Refinamento e coalescimento das partículas de Si

Coalescimento das partículas de Si e endurecumento por soluto

Formação de precipitados submicroscópicos (Zonas GP)


Flow chart to Aluminum alloy selection


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Elementos de liga primários (major elements): silíc io (Si) – cobre (Cu) e magnésio (Mg)

Elementos de liga secundários (minor elements): níq uel (Ni) e estanho (Sn)

Elementos de modificadores da microestrutura: estrô ncio (Sr) - titânio (Ti) – manganês (Mn) – boro (Bo) – cromo (Cr) – fósforo (P) e berílio (Be)

Elementos considerados impurezas: ferro (Fe) – cromo (Cr) e zinco (Zn)

Composição Química das Ligas de Alumínio de Fundiçã o: elementos usualmente presentes

Diagramas de Equilíbrio Importantes

Al – Si

Al – Cu

Reação eutética ⇒ excelente fluidez e baixa contração na solidificação

Alta solubilidade sólida ⇒ maior resistência através de tratamentos térmicos

Al – Mg


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Ligas de fundição mais

utilizadas

Ponto EutéticoSi 12,6 %T = 5770C

Diagrama Al-Si

L

α

α + L

Al Si

α + ββ

L + β660

1430

T (oC)

577

12,6



Diagrama de equilíbrio Al-Si (AFS – Aluminum Casting Technology, 1993)

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Ligas de Fundição ⇒ Si - 5 a 24%

T (oC)

Al

β

1430

L

α

Si

660

α + Si

5770C

DIAGRAMA Al-SiLIGAS DE Al PARA

FUNDIÇÃO


Classificação das ligas Al-Si em

função do teor de Si

Ligas Hipereutéticas

Ligas Hipoeutéticas


Mais utilizadas:

- Boas propriedades de fundição

- Moderadas propriedades mecânicas

- Melhores propriedades mecânicas com adição de outros elementos (Cu, Mg,....)

Ex.: 356 – Al7Si0,3Mg

319 – Al6Si3,5Cu

Ligas Eutéticas

β

Si

L

α

Al

T (oC)

- Excelentes propriedades de fundição

-Fragilidade em função da morfologia do Si

- Aplicações especiais (alta resistência ao desgaste)

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L

α+L

α

Al →%Cu

5,65Cu 33Cu

α + CuAl2

T (0C)

5480C

6600C

Diagrama Al-Cu

Maior região de solubilidade sólida

Ligas aceitam tratamento de solubilização


Influência dos Elementos de Liga

Propriedades dos Fundidos

CrReduz tendência a trincas e corrosão sob tensão em ligas AlMgZn

Refinador de grão

Mn

Incrementa a resistência à tração em ligas comCu ou Si

Refinador de grão


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Ti

Refinador de grão

Incrementa a resistência à tração e a ductilidade

Diminui a condutividade térmica


Bo Refinador de grão Ti - Bo



Sr – Na – Ca - St Modificadores do Si


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Importância dos elementos de liga

Elementos que formam precipitados endurecedores:

Elementos que atuam como refinadores de grãos:

MnTi Bo Cr

Fe Zn Ni



Propriedades de Fundição

Aumenta fluidezSi

Reduz a contração volumétrica externa

Cu Reduz fluidez

Provoca fragilidade a quente

Reduz a contração interna

FUNDIBILIDADE

FUNDIBILIDADE


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Aumenta tendência a oxidação ⇒ formação de borrasMg

Fe Reduz aderência do metal à coquilha

Zn Elevados teores provocam fragilidadea quente e alta contração

Propriedades de Fundição





Si

Aumenta as Resistências Mecânica ao Desgaste e à Corrosão

Melhora soldabilidade

Reduz coeficiente de expansão

Melhora estanqueidade


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Cu

Melhora a usinabilidade

Endurecedor ⇒ aumenta a resistência mecânica nas ligas brutas de fusão e tratadas térmicamente

Reduz a resistência à corrosão




Mg

Aumenta a resistência mecânica, a ductilidade e a usinabilidade

Permite as melhores combinações de resistência mecânica e à corrosão

Em baixos percentuais (0,3-1,0%) torna as ligas Al-Si tratáveis térmicamente


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ZnPequenas adições (em combinação com o Mg) produzem boa resistência ao impacto, alta resistência à traç ão e excelente ductilidade

NiMelhora a estabilidade dimensional e a resistência a altas temperaturas


Influência dos Elementossob a Forma de Impurezas

Ni Diminui resistência à corrosão e endurece a matriz (forma intermetálicos)

Zn Aumenta oxidação do Al, as perdas na fusão e o ataq ue aos refratários (forma pontos duros)

Pb Não é miscível no Al líquido


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Microestrutura das Ligas

Hipoeutéticas

MATRIZ

Dendritas Celulares de Al α

ESTRUTURA INTERDENDRÍTICA

• Partículas de Si eutético

• Fe3SiAl 2

• Fe2 Si

Tonalidade de Cinza


Microestrutura típica de uma liga Al7Si


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A Liga 356 – Al7Si0,3Mg


Sequência de solidificação de ligas hipoeutética AlSiMg (Cu-Mn-Fe)


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Diagrama de fases simplificado para a liga 356.0 (Al-Si-Fe-Mn) com 0,3 Mn

mostrando a sequência de solidificação representada na linha tracejada 1, 2ª, 2b

e 3 (BACKARD;CHAI;TAMMINEN, 1990.


Microestrutura das Ligas

Hipoeutéticas

MATRIZ

Dendritas Celulares de Al α

ESTRUTURA INTERDENDRÍTICA

• Partículas de Si eutético

• Fe3SiAl 2

• Fe2 Si

Tonalidade de Cinza


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Liga 238-F (10Cu4Si0,3Mg)Fundida em Coquilha

AB

C

D

A = Dendritas de Solução Sólida α

B = Rede Interdendrítica de CuAl2 (cinza claro)

C = Agulhas de Cu2FeAl7 (cinza médio)

D = Partículas de Si(cinza escuro)


C

Modificação de Ligas Al-Si

• Tratamento que usa Agentes Modificadores (Nucleante s) como Na – Sb – Sr que favorecem a solidificação do Si na forma de partículas arredondadas e finamente disper sas na Matriz de Al α• A composição eutética normal do sistema Al-Si corresponde a 12,6% Si a a temperatura de 577 0C o Na e os outros agentes modificadores tendem a deslocar composição e a temperatura de equilíbrio eutético d e modo a permitir que se consiga fundir ligas hiper eutéti cas mantendo-se as características de fundição inerente s às ligas eutéticas ou tornar ligas eutéticas ligeiram ente hipoeutéticas

Principal Consequência ⇒ Aumento da Resistência e da Dutilidade nas ligas Al-Si fundidas.


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Eutético Normal

12,6% Si T = 5770C

Eutético Modificado14,2% Si T = 5620C

Si

L

α

α + L

Al

α + Si Si

L + Si660

1430T (oC)

12,6 14,2


It is standard practice to refine the eutectic structure as well as the grain

structure of aluminum-silicon casting alloys. A moderate improvement in

mechanical properties is guaranteed with structural integrity when the silicon

eutectic phase is refined with arsenic, antimony, or sulfur . The more usual and

more effective treatment is structure modification of the silicon phase,

although on occasion there may be an increased susceptibility to porosity.

Modification occurs naturally at rapid solidification rates (quench modification),

but requires a modifying agent at the slower solidification rates typical of sand

casting (impurity modification). Elements in groups I and IIa and the rare earths

europium, lanthanum, cerium, praseodymium, and neodymium modify, but only

sodium and strontium produce a strong modifying action at the low

concentration required for commercial application . Both modifying actions

transform the flake eutectic silicon into a fibrous form, producing a composite

like structure with increased ultimate tensile strength, ductility,hardness, and

machinability.

Silicon Modification


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Aula 14: Solidificação de Ligas de AlumínioSolidificação de Ligas de Al

Mechanism of Modification

The finer silicon-phase distribution in the modified structure is evident from

structures D and E in Fig. 4. Region C in Fig. 4 is the coupled zone. This defines the

compositional and growth temperature (velocity) limits within which it is

necessary to solidify in order to obtain a completely eutectic structure in

aluminum-silicon alloys. The zone retains its shape, but narrows as the

temperature gradient in the liquid is reduced (see the article "Solidification of

Eutectics" in thisVolume). Modification was originally attributed to the repeated

nucleation of the eutectic silicon phase at a reduced temperature (Ref 12, 13). It

is now established that, although the nucleation temperature is depressed, the

silicon phase grows continuously without repeated nucleation at an increased

undercooling (Ref 14, 15). The aluminum phase is not affected structurally by

modification, and there is evidence that both sodium and strontium are

concentrated in the silicon phase. Consequently, modification is now considered

to be associated primarily with a change in the silicon-phase growth mechanism.

This change is induced either at high growth velocities or by a modifier at all but

extremely low velocities,and it results in a change from a faceted to a more

isotropic growth morphology.


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Fig. 4 Coupled zone diagram for aluminum-silicon

alloys determined from directional solidification

studies with a temperature gradient in the liquid of

125 °C/cm (570 °F/in.). Region A, massive, rod, and

angular eutectic silicon andcomplex regular silicon.

Region C, coupled zone (see Fig. 5).

Region D, angular and flake eutectic silicon and

aluminum dendrites. Region G, flake-to-fibrous

eutectic silicon transformation. Region E, fibrous

eutectic silicon and aluminum dendrites. Region S,

eutectic silicon and complex regular and starlike

primary silicon. Region S', eutectic silicon

and complex regular, starlike, and polyhedral primary

silicon. Micrographs: S, complex regular and starlike

primary silicon with flake eutectic silicon; 100×. D,

typical unmodified structure of a 413 alloy showing

flake eutectic silicon and aluminum dendrites; 100×. E,

typical chill-modified structure of a 413 alloy showing

fibrous eutectic silicon and a higher volume fraction of

finer aluminum dendrites than structure D;100×. S',

scanning electron micrograph showing a (100) section

through an octahedral primary silicon particle

revealing four {111} planes; 1500×.

Fig. 5 Eutectic silicon morphologies found in the

coupled zone as a function of growth velocity and

temperature gradient in the liquid at the growth

interface. Region A, massive, faceted eutectic

silicon in an aluminum matrix. Region B, rod and

rod with faceted sideplate eutectic silicon in an

aluminum matrix. Region B + C, angular silicon

with some flake eutectic silicon in an aluminum

matrix. Region C + B, mainly flake eutectic silicon

with some angular silicon in an aluminum

matrix. Region G + B', quench-modified fibrous

silicon with some modified angular silicon

eutectic in an aluminum matrix. Micrographs: A,

massive faceted eutectic silicon; 100×. B, rod with

faceted side plate eutectic silicon; 100×. C + B,

mainly eutectic flake silicon with some angular

silicon,100×, and scanning electron micrograph

(lower right) showing angular silicon and flake

eutectic silicon; 1500×.

G + B', quench-modified fibrous silicon and

modified angular silicon, 100×, and scanning

electron micrograph (upper right) showing

quench-modified fibrous silicon; 1500×. Source:

Ref 17.


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Liga 356 Bruta de Fundição

Liga 356 Modificada – 0,008% Sr (em peso) Modificação Parcial

Liga 356 Modificada – 0,022% Sr (em peso) Modificação Total

Araújo, S. K. Efeito da Modificação com Estrôncio na Microestrutu ra e nas Propriedades Mecânicas da Liga 356 . Dissertação de Mestrado, PGCEM, Joinville, 2012, 80p.


Liga % de Srem peso

Tα-Al (°C) TE (°C) ∆T=TE -Te

(°C)Calor Latente

(J/g)

1 0 598,7 569,7 - 194,8

2 0,008 598,1 568,5 1,2 197,2

3 0,012 598,7 566,4 3,3 199,7

4 0,022 597,6 562,3 7,1 254,2

5 0,031 597,3 564,6 5,1 289,7

6 0,040 598,5 564,4 5,3 324,0

Resultados da análise térmica.



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Não Modificada 0,008% Sr Modificação parcial 0,012% Sr Modificação quase total

0,022% Sr Modificação total 0,031% Sr Supermodificação 0,040 % Sr Supermodificação


Não Modificada 0,008% Sr Modificação parcial 0,012% Sr Modificação quase total

0,022% Sr Modificação total 0,031% Sr Supermodificação 0,040 % Sr Supermodificação



Liga 356 (Al7Si0,3Mg) Fundida em Moldes de Areia – HF – 100x

Bruto de FusãoPartículas aciculares de Si

Modificado com 0,025%NaPartículas de Si menores

e arredondadas


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Propriedades Mecânicasda Liga A356 Bruta de

Fusão e Modificada com Na em função do

tamanho dos grãos.

Liga Modificada com Na


Propriedades Mecânicas de Ligas de Al para Die Casting Ensaio de Tração

A380.0 Al8,5Si3,5Cu

384.0 Al11,2Si3,8Cu

390.0 Al17Si4,5Cu0.6Mg

160 325 4,0

172 325 1,0

240 280 1,0

Liga (SAE)

Composição Nominal σesc(Mpa)

σmax (Mpa)

Alongamento (%)

360.0 Al9,5Si0,5Mg 172 324 3,0


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Mecanismos de Endurecimento/Aumento de Resistência em Ligas de Al

Ligas de Fundição

Tratamentos Térmicos

Solubilização

Precipitação (Envelhecimento)

Tratamentos do Banho

Refino de Grão

Modificação do Si

Refino da Matriz (α)

Refinamento e coalescimento das partículas de Si

Coalescimento das partículas de Si e endurecumento por soluto

Formação de precipitados submicroscópicos (Zonas GP)


F- Bruta de fusão(InvestmentCasting)rede interdendrítica de: • Silício Eutético (cinza escuro e sharp)

• Cu2Mg8Si6Al 5 (cinza claro, script)

• Fe2Si2Al 9 (cinza médio, blades)

• Mg2 Si (preto)

F- Modificada com adição de Al-10Sr ao banho (Investment Casting)

Microconstituintes são os mesmos, mas a partículas de Si eutético estão menos pontiagudas

T6 - Fundida em Coquilha, solubilizada e envelhecida.

Microconstituintes são os mesmos, mas a partículas de Si eutético ficaram mais coalescidas (arredondadas)

Liga 355 (Al5Si1,3Cu0,5Mg)Solidificação de Ligas de Al

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Liga 356 (Al7Si0,3Mg)

F –Bruta de fusão em areia

Tamanho médio dos macrogrãos ≅ 5mm

Refinadacom adição de 0,05%Ti e 0,005% B

Tamanho médio dos macrogrãos ≅ 1mm


Bruta de fusão(investment casting)

Rede de partículas de Si (cinzas escuro e angulares) em um eutético AlSi interdendrítico e partículas de Cu2Mg8Si6Al5 (cinza claro, script)

Bruta de fusão (investment casting)região solidificada mais rapidamente (colocação de um resfriador )

Constituintes são os mesmos, mas as

dendritas celulares de α são menores e as partículas do Si eutético são menores e menos angulares.

Liga 354 (Al9Si1,8Cu0,5Mg)


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Bruta de Fusãoem Areia -Rede de partículas de Si e eutético AlSi interdendrítico

Solubilizada a 5400C, 12h e resfriada em água Coalescimento das partículas de Si

Modificada pela adição de Na (0,025%) Partículas de Si eutético menores e menos angulares


Modificada pela adição de Na (0,025%)e SolubilizadaPartículas de Si arredondadas e aglomeradas


Bruta de Fusão (Premium Quality Casting)Rede interdendrítica de Si eutético (cinza);

partículas de Mg2Si (preto)

T6 = Solubilizada + Envelhecida artificialmente partículas de eutético e coalescidas aglomeradas

pela solubilização

Sob maior aumento, observa-se pequenas partículas de Mg2Si não solubilizadas (prêto)



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Heterogeneidades Microestruturais em Corpo de Prova Fundido em Coquilha (liga A356)

(d) (a)(b)(c) (e)Borda da amostra

Estrutura mais refinada

Centro da amostra

Estrutura mais grosseira

φ = 12,6mm

Superfície de fratura (MEV) baixo aumento

HASKEL, Tatiane . Efeito do Tratamento Térmico de Solubilização na Microestrutura e nas Propriedades Mecânicas da Liga A356. Dissertação de Mestrado PGCEMUDESC, 2009.


classificação geral das ligas de al - udesc - cct · - diagrama al-si - influências dos...

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