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Dissertação de Mestrado

"Efeito da Taxa de Resfriamento e dos Tratamentos Térmicos sobre as Propriedades Mecânicas da Liga

Al-Si-Mg (A356.0) Fundida"

Autor: Paulo Sérgio Moreira Orientador: Profº Dr. Adilson Rodrigues da Costa Co-Orientadora: Profª Dra. Maria Aparecida Pinto

Dezembro de 2011

Paulo Sérgio Moreira

“Efeito da Taxa de Resfriamento e dos Tratamentos Térmicos sobre as Propriedades Mecânicas da Liga

Al-Si-Mg (A356.0) fundida"

Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa

de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais da

REDEMAT, como parte integrante dos requisitos

para a obtenção do título de Mestre em Engenharia

de Materiais.

Área de concentração: Processo de Fabricação. Orientador: Profº Dr. Adilson Rodrigues da Costa Co-Orientadora: Profª Dra. Maria Aparecida Pinto

Ouro Preto, 15 de Dezembro de 2011.

I

AGRADECIMENTOS

Agradeço primeiramente a DEUS, pela saúde, sabedoria e por propiciar mais essa

conquista.

Agradeço especialmente à minha Querida esposa Ana Paula e à minha Linda filha

Mariana, fontes de esperança e alegria em minha vida.

À Professora Maria Aparecida, pela paciência, pela disponibilidade, pelos ensinamentos

e pela idealização deste Trabalho. Foi um grande aprendizado.

A todos os Técnicos e colegas de trabalho do DEMET: Sr. Osvaldo, Sidney, Celso,

Graciliano e José Procópio. Sem eles esse Trabalho não teria êxito.

Em Especial, ao Amigo Reinaldo, Técnico do Departamento de Controle e

Automação/EM/UFOP.

Ao Amigo Luiz Mauro. Sempre me apoiando.

Ao Professor Adilson Rodrigues, pelo apoio e pela confiança em meu Trabalho.

Aos Professores Eloísio, Raimundo e Itavahn. Participantes e incentivadores nesta

conquista. Muito Obrigado.

Ao Professor Geraldo pela sua colaboração, que, realmente, repercutiu nos bons

resultados deste Trabalho.

Ao Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais/EM/UFOP.

À Empresa ALCOA pela doação da liga.

À Empresa NOVELIS pela realização da análise química.

E a todos que me incentivaram neste Trabalho.

II

ÍNDICE

Agradecimentos ................................................................................................................ I

Lista de Figuras ................................................................................................................. III

Lista de Tabelas ................................................................................................................ X

Lista de Notações .............................................................................................................. XI

Resumo ............................................................................................................................. XIII

Abstract ............................................................................................................................. XIV

1 Introdução ...................................................................................................................... 01

2 Objetivos ........................................................................................................................

2.1 Objetivo Geral .........................................................................................................

2.2 Objetivos Específicos .............................................................................................

03

03

03

3 Revisão Bibliográfica ....................................................................................................

3.1 Ligas de Alumínio-Silício .......................................................................................

3.2 Liga Hipoeutética (A356.0) ....................................................................................

3.3 Refino de Grão ........................................................................................................

3.4 Condições de Solidificação da Liga A356.0 ...........................................................

3.5 Tratamento Térmico da Liga A356.0 .....................................................................

3.5.1 Tratamento térmico de solubilização e envelhecimento ................................

3.6 Propriedades Mecânicas da Liga A356.0 ...............................................................

3.6.1 Fraturas ..........................................................................................................

04

04

07

08

13

23

24

35

44

4 Materiais e Métodos .......................................................................................................

4.1 Produção das amostras.............................................................................................

4.2 Tratamento Térmico................................................................................................

4.3 Caracterização Microestrutural................................................................................

4.4 Avaliação do refino da estrutura..............................................................................

4.5 Análise das propriedades mecânicas........................................................................

46

46

50

52

52

43

III

5 Apresentação e discussão dos resultados .......................................................................

5.1 Perfil Térmico de Resfriamento e Espaçamento Dendrítico ..................................

5.1.1 Perfis térmicos de resfriamento .....................................................................

5.1.2 Espaçamento dendrítico .................................................................................

5.2 Caracterização Microestrutural das Amostras ........................................................

5.2.1 Análise microestrutural das amostras no estado bruto de solidificação ........

5.2.2 Análise microestrutural das amostras submetidas ao tratamento térmico T6.

5.2.3 Análise microestrutural do constituinte Mg2Si ..............................................

5.2.4 Microdureza Vickers ......................................................................................

5.3 Avaliação das Propriedades Mecânicas ..................................................................

5.3.1 Ensaio de tração .............................................................................................

5.3.2 Ensaio de impacto Charpy .............................................................................

5.3.3 Dureza Brinell ................................................................................................

5.3.4 Avaliação dos resultados obtidos nos ensaios mecânicos .............................

5.3.4.1 Efeito das condições de solidificação ................................................

5.3.4.2 Efeito do tratamento térmico (T6) .....................................................

5.3.5 Fractografia ....................................................................................................

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72

6 Conclusões ..................................................................................................................... 77

7 Sugestões para trabalhos futuros .................................................................................... 78

Referências Bibliográficas ................................................................................................ 79

Anexo A ............................................................................................................................

Anexo B ............................................................................................................................

83

86

IV

LISTA DE FIGURAS

Figura 3.1 Diagrama de fases Al-Si (MURRAY & MCALISTER, 1998)..................................... 05

Figura 3.2 Microestruturas das ligas Al-Si (ROOY, 1998)............................................................ 06

Figura 3.3 Eficiências de titânio e boro no refino de ligas de alumínio (GARCIA, 2001).....................................................................................................................

10

Figura 3.4 Nucleação do alumínio pela reação peritética Líquido + TiAl3 → Al (FURLAN, 2008; GRUZLESKI & CLOSSET, 1990).....................................................................

11

Figura 3.5 Efeito da adição do refinador de grão Al-5Ti-1B: (a) sem adição, (b) com adição (ASM HANDBOOK, 1992)..........................................................................................

12

Figura 3.6 Modificação eutética observada por microscopia óptica de baixa resolução, (a) sem refinamento e (b) com refinamento (JIAN et al, 2006).................................................

12

Figura 3.7 Representação esquemática de uma microestrutura de solidificação (GARCIA, 2001)..............................................................................................................................

16

Figura 3.8 Rede dendrítica tridimensional para uma liga de alumínio hipoeutética 500x (CORRADI, 2006)........................................................................................................

16

Figura 3.9 Eutético Al-Si não modificado com o silício liderando o crescimento e cristais de silício interpenetrando os contornos de células eutéticas (FURLAN, 2008)..............................................................................................................................

16

Figura 3.10 Microestrutura de uma liga de Al-Si com solução sólida predominante (CORRADI, 2006)..............................................................................................................................

17

Figura 3.11 Microestrutura de uma liga de alumínio silício hipoeutética 100x (CORRADI, 2006)..............................................................................................................................

17

Figura 3.12 Influência da taxa de resfriamento sobre a microestrutura de solidificação (GARCIA, 2001)...........................................................................................................

18

Figura 3.13 Microestrutura da liga A356 fundida em molde de cobre refrigerado a água (ZHANG et al., 2008)...................................................................................................

18

Figura 3.14 Microestrutura da liga A356 correspondente à solidificação em areia (PERES et al., 2005)..............................................................................................................................

18

Figura 3.15 Micrografia da liga A356.2 não-modificada e solidificada rapidamente (PERES et al., 2005)........................................................................................................................

20

V

Figura 3.16 Relação entre DAS e taxa de resfriamento para a liga A356 (ZHANG et al., 2008)..............................................................................................................................

21

Figura 3.17 Efeito das condições de solidificação e da adição de cobre sobre o espaçamento dendrítico da liga A356 (SHABESTARI & MOEMENI, 2004)..................................

21

Figura 3.18 Microestrutura de solidificação de uma amostra da liga A356 fundida e não modificada: (a) molde de areia, (b) molde metálico (SHIVKUMAR et al., 1994)..............................................................................................................................

22

Figura 3.19 Precipitados de Mg2Si (fase mais escura, indicada pelas setas) em uma liga Al-Si antes do tratamento térmico (FURLAN, 2008; GARAT & SCALLET, 1978)..............................................................................................................................

25

Figura 3.20 (a) Estrutura bruta de solidificação da liga A356, com o silício na forma de placas; (b) Estrutura da liga A356 após tratamento térmico de solubilização a 535°C, por 4 horas (200X), (FURLAN, 2008; GARAT & SCALLET, 1978)................................................................................................................................

25

Figura 3.21 Diagrama de fase típico de sistemas que podem sofrer endurecimento por precipitação. A solubilidade de B em A diminui com a diminuição da temperatura, o que confere condição para ocorrer o endurecimento por precipitação (Adaptado de PARAY, 1992)..............................................................................................................

26

Figura 3.22 Relação entre as microestruturas de amostras da liga A356, fundida em areia e tratada termicamente, em função do tempo de solubilização. Não modificada: (a) 4h, (b) 16h, (c) 168h. Modificada: (d) 4h, (e) 16h, (f) 168h (SHIVKUMAR et al.,1994).........................................................................................................................

28

Figura 3.23 Micrografias obtidas por microscopia eletrônica de varredura (MEV), apresentando a influência do tempo de solubilização na evolução microestrutural da liga Al-Si-Mg-Cu (6,4%Si – 3,02%Cu – 0,59%Mg) tratada à 480°C. (a) após 4 horas, (b) após 12 horas, (c) após 30 horas, (d) após 72 horas, [1: partículas de silício eutético, 2: fase Al2Cu] (ALFONSO et al., 2006)...........................................................................

29

Figura 3.24 Relação entre as microestruturas de amostras da liga A356, fundida em molde metálico e tratada termicamente, em função do tempo de solubilização. Não modificada: (a) 4h, (b) 16h, (c) 168h. Modificada: (d) 4h, (e) 16h, (f) 168h (SHIVKUMAR et al., 1994).........................................................................................

31

Figura 3.25 Caracterização esquemática mostrando os principais estágios de mudança morfológica que ocorre com a fase silício eutético durante o tratamento térmico de solubilização, em ligas Al-Si não modificadas (Adaptado de SIGWORT, 1989)........

32

Figura 3.26 Diagrama de equilíbrio típico de sistemas que podem sofrer endurecimento por precipitação (Adaptado de PARAY, 1992)...................................................................

34

VI

Figura 3.27 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 – modificada com sódio; e pontos claros – estado normal sem modificação (GARCIA, 2001)................................................................................................................................

37

Figura 3.28 Propriedades mecânicas da liga Al 7%Si em função do espaçamento dendrítico primário (GARCIA, 2001)..............................................................................................

38

Figura 3.29 Variação do limite de resistência à tração, da tensão limite de escoamento e do alongamento, em função do espaçamento dendrítico, para a liga A356 (GRUZLESKI & CLOSSET, 1990)........................................................................................................

39

Figura 3.30 Efeito da taxa de resfriamento sobre a microdureza (ZHANG et al., 2008)................................................................................................................................

40

Figura 3.31 Variação nas propriedades mecânicas de acordo com a quantidade de dendritas da fase Al- α, presentes na liga Al- Si 11,6% Fe 0,15% (LIAO et al., 2002)................................................................................................................................

41

Figura 3.32 Correlação entre as propriedades mecânicas e a quantidade de dendritas da fase Al- α na liga Al-Si 11,6% Fe 0,15% modificada completamente (LIAO et al., 2002)................................................................................................................................

41

Figura 3.33 Curvas de envelhecimento artificial de amostras da liga Al-Si-Cu-Mg tratadas em diferentes temperaturas (LI et al., 2004).........................................................................

42

Figura 3.34 Limite de resistência à tração (LRT) e alongamento da liga Al-Si-Cu-Mg envelhecida a 175°C em diferentes tempos (LI et al., 2004)..............................................................

43

Figura 3.35 Fractografia de uma liga não modificada e tratada termicamente, 1000X (FURLAN, 2008)................................................................................................................................

44

Figura 3.36 Fractografia de uma liga modificada e tratada termicamente, 1000X (FURLAN, 2008)................................................................................................................................

45

Figura 4.1 Caixa e modelo em madeira, utilizados para a confecção do molde de areia..................................................................................................................................

47

Figura 4.2 Molde de areia aglomerada com silicato de sódio/CO2...................................................

48

Figura 4.3 Molde metálico com sistema de refrigeração.................................................................. 48

Figura 4.4 Desenho esquemático do molde metálico bipartido, apresentando o sistema de refrigeração......................................................................................................................

48

Figura 4.5 Equipamento utilizado no monitoramento da extração de calor durante a solidificação.....................................................................................................................

49

VII

Figura 4.6 Destaque para o posicionamento dos termopares no molde metálico (a) e no molde de areia (b)............................................................................................................................

49

Figura 4.7 Peça final (lingote) obtida pela solidificação em molde de areia (a), em molde metálico sem refrigeração (b) e em molde metálico refrigerado (c)...............................

50

Figura 4.8 Análise microestrutural por MEV e análise pela técnica EDS da amostra solubilizada por 5 horas.......................................................................................................................

51

Figura 4.9 Exemplo de medições do espaçamento dendrítico secundário de amostra do lingote obtido em molde metálico refrigerado.............................................................................

52

Figura 4.10 Fabricação dos corpos de prova a partir do lingote solidificado: (a) corpo de prova para ensaio de impacto Charpy, (b) corpo de prova para ensaio de tração................................................................................................................................

54

Figura 4.11 Esquema do corpo-de-prova confeccionado para o ensaio de tração, de acordo com a norma ASTM E 8M – 04.................................................................................................

54

Figura 4.12 Esquema do corpo-de-prova Charpy utilizado no Ensaio de Impacto, de acordo com a norma ASTM E23 – 02 – Tipo A....................................................................................

54

Figura 5.1 Perfis térmicos de resfriamento obtidos no molde de areia, no molde metálico sem refrigeração e no molde metálico refrigerado..................................................................

55

Figura 5.2 Taxa de resfriamento (°C/s) em função do tempo (s) durante a solidificação em molde de areia, molde metálico sem refrigeração e molde metálico refrigerado........................................................................................................................

56

Figura 5.3 Taxas de resfriamento (°C/s) em função da temperatura (°C) durante a solidificação em molde de areia, molde metálico sem refrigeração e molde metálico refrigerado........................................................................................................................

56

Figura 5.4 Microestrutura das amostras da liga A356.0 obtidas em areia (a), em molde metálico refrigerado (b) e em molde metálico sem refrigeração (c), destacando as medições de algumas ramificações secundárias (λ2)............................................................................

58

Figura 5.5 Silício eutético lamelar com placas finas e quase paralelas em algumas regiões..............................................................................................................................

60

Figura 5.6 Amostra A, fundida em areia........................................................................................... 61

Figura 5.7 Amostra SR, fundida em molde metálico sem refrigeração............................................ 61

Figura 5.8 Amostra R, fundida em molde metálico refrigerado....................................................... 62

Figura 5.9 Amostra AT, fundida em areia e tratada termicamente................................................... 63

VIII

Figura 5.10 Amostra SRT, fundida em molde metálico sem refrigeração e tratada termicamente....................................................................................................................

63

Figura 5.12 Figura 5.12: Amostra AT, fundida em areia e tratada termicamente.............................. 63

Figura 5.13 Amostra SRT, fundida em molde metálico sem refrigeração e tratada termicamente...................................................................................................................

63

Figura 5.11 Amostra RT, fundida em molde metálico refrigerado e tratada termicamente....................................................................................................................

64

Figura 5.14 Amostra RT, fundida em molde metálico refrigerado e tratada termicamente....................................................................................................................

64

Figura 5.15 Microestrutura de solidificação de amostra da liga A356.0 obtida em molde de areia..................................................................................................................................

64

Figura 5.16 Microestrutura de solidificação de amostra da liga A356.0 obtida em molde metálico sem refrigeração...............................................................................................................

64

Figura 5.17 Mg2Si precipitado após tratamento térmico.................................................................... 65

Figura 5.18 Destaque das indentações observadas na região da matriz (Al-α) de uma amostra da liga A356.0 solidificada em molde de areia....................................................................

66

Figura 5.19 Efeito das condições de solidificação e do tratamento térmico sobre a Energia Absorvida no ensaio de Impacto Charpy.........................................................................

68

Figura 5.20 Porosidade (micro-rechupe) na amostra fundida em molde metálico refrigerado e tratada termicamente........................................................................................................

70

Figura 5.21 Mapas de Fluorescência de Raios-X da amostra RT....................................................... 71

Figura 5.22 Macrofratografia da amostra fundida em molde metálico sem refrigeração, rompida por tração, à temperatura ambiente (a) sem tratamento térmico; (b) tratada termicamente....................................................................................................................

73

Figura 5.23 Microfratografia da amostra fundida em molde de areia, rompida por tração, à temperatura ambiente: (a) sem tratamento térmico; (b) tratada termicamente....................................................................................................................

73

Figura 5.24 Microfratografia da amostra fundida em molde metálico sem refrigeração, rompida por tração, à temperatura ambiente: (a) sem tratamento térmico; (b) tratada termicamente....................................................................................................................

74

Figura 5.25 Microfratografia da amostra fundida em molde metálico refrigerado, rompida por tração, à temperatura ambiente: (a) sem tratamento térmico; (b) tratada termicamente.

74

IX

Figura 5.26 Macrofratografia da amostra fundida em molde metálico sem refrigeração, rompida por impacto, à temperatura ambiente (a) sem tratamento térmico; (b) tratada termicamente....................................................................................................................

75

Figura 5.27 Microfratografia da amostra fundida em molde de areia, rompida por impacto, à temperatura ambiente: (a) sem tratamento térmico; (b) tratada termicamente....................................................................................................................

75

Figura 5.28 Microfratografia da amostra fundida em molde metálico sem refrigeração, rompida por impacto, à temperatura ambiente: (a) sem tratamento térmico; (b) tratada termicamente....................................................................................................................

75

Figura 5.29 Microfratografia da amostra fundida em molde metálico refrigerado, rompida por impacto, à temperatura ambiente: (a) sem tratamento térmico; (b) tratada termicamente....................................................................................................................

76

X

LISTA DE TABELAS

Tabela 3.1 Composição química nominal (% em peso) da liga Al-Si - A356.0 (CAYLESS, 1997; ROOY, 1998)............................................................................................................08 Tabela 3.2 Propriedades Físicas da Liga A356.0 Fundida, Tratável Termicamente (Adaptado de ALCAN, 1993).............................................................................................08 Tabela 3.3 Propriedades Mecânicas da Liga A356.0 Fundida, Tratável Termicamente (Adaptado de ALCAN, 1993).............................................................................................08 Tabela 3.4 Valores médios de DAS e tamanho de grão de amostras da liga A356 fundida em molde de areia e molde metálico (molde de cobre) (SHIVKUMAR et al., 1994)....................................................................................................................................22 Tabela 4.1 Composição química nominal e real (% em peso) da liga Al-Si - A356.0.......46 Tabela 4.2 Resultados da análise química (EDS) realizada na região da matriz................51 Tabela 4.3 Identificação das amostras.................................................................................51 Tabela 5.1 Média dos valores do espaçamento dendrítico secundário (λ2) medidos em amostras obtidas nas diferentes condições de resfriamento................................................58 Tabela 5.2 Média dos valores calculados da constante K...................................................59 Tabela 5.3 Microdureza Vickers na região da matriz (Al α) das amostras analisadas.............................................................................................................................66 Tabela 5.4 Resultados obtidos no ensaio de tração.............................................................67 Tabela 5.5 Valores médios de Energia Absorvida (J) pelos corpos-de-prova no ensaio de Impacto Charpy...................................................................................................................68 Tabela 5.6 Dureza Brinell das amostras no estado bruto de solidificação e tratadas termicamente.......................................................................................................................69

XI

LISTA DE NOTAÇÕES

ALCAN – Alcan Alumínio do Brasil - SA

ALCOA – Aluminium Company of American

ASM - American Society for Metals

d - diâmetro do grão

DAS – Dendritic Arm Spacing / Espaçamento Inter Dendrítico (μm)

DSC - Calorimetria de Varredura Diferencial

EDS – Espectroscopia de Energia Dispersiva

EEO – Espectrometria de Emissão Ótica

GP - Zonas Guinier-Preston

HV – Microdureza Vickers

K - Constante que apresenta uma medida da extensão do empilhamento de discordâncias

LRT – Limite de resistência à tração

σo - Tensão de Atrito que se opõe ao movimento das discordâncias

M – Liga Al-Si modificada

XII

MEV – Microscopia Eletrônica de Varredura

Microlab - Laboratório de Microscopia e Microanálise

MO – Microscopia Óptica

mV - Milivoltagem

NM – Liga Al-Si sem modificação

SDAS - Espaçamento Interdendrítico Secundário

T6 – Tratamento Térmico de Solubilização e Envelhecimento Artificial

UTS – Limite de Resistência à Tração

YS – Limite de Escoamento

α- Fase da liga Al-Si

β – Fase Estável

β’- Fase Intermediária

λ1 – Espaçamento Dendrítico Primário

λ2 – Espaçamento Dendrítico Secundário

XIII

RESUMO

A liga A356.0 é muito utilizada na indústria aeroespacial, automotiva e em outras

aplicações estruturais onde se requer resistência mecânica elevada. O controle da taxa de

resfriamento na solidificação e os tratamentos térmicos são necessários para a obtenção de

microestruturas adequadas resultando em melhoria de suas propriedades. Neste trabalho

avaliou-se a influência da taxa de resfriamento imposta pela utilização de moldes de

diferentes materiais e de tratamento térmico (T6), sobre as microestruturas formadas em

amostras da liga A356.0 fundida e, posteriormente, a influência dessas alterações

microestruturais sobre as propriedades mecânicas da liga. As amostras foram fundidas em

molde de areia, em molde metálico sem refrigeração e em molde metálico refrigerado, sendo,

posteriormente, tratadas termicamente. As estruturas das amostras produzidas nos moldes

metálicos apresentaram um maior grau de refinamento em relação às amostras fundidas em

areia, visto que a taxa de resfriamento é mais elevada. Nas amostras tratadas termicamente

observou-se que a morfologia da matriz de Al-α não sofreu mudanças e que ocorreu uma

fragmentação e esferoidização das partículas de silício de forma mais discreta nas amostras

fundidas em areia e de forma mais acentuada nas amostras fundidas em molde metálico. As

propriedades mecânicas foram medidas por meio de ensaios mecânicos de tração, de impacto

Charpy e de dureza Brinell. Os lingotes produzidos no molde de areia apresentaram uma

microestrutura mais grosseira, sendo este um fator determinante para a diminuição das

propriedades mecânicas da liga. Em alguns lingotes produzidos no molde metálico refrigerado

observou-se a presença de poros (micro-rechupe) que, provavelmente, foram responsáveis

pela diminuição das propriedades mecânicas. Os lingotes produzidos nos molde metálicos

(sem refrigeração e refrigerado), onde a taxa de extração de calor foi maior, apresentaram

microestrutura mais refinada, com menores espaçamentos dendríticos. Tal microestrutura

propiciou as melhores características mecânicas às amostras. O tratamento térmico T6

melhorou consideravelmente as propriedades mecânicas da liga. A precipitação do Mg2Si

metaestável da solução supersaturada foi o principal fator que promoveu o aumento da

resistência mecânica.

Palavras-Chave: Liga A356.0, espaçamentos dendríticos, tratamento térmico T6, Mg2Si metaestável.

XIV

ABSTRACT

The A356.0 alloy is widely used in aerospace and automotive industry and other

structural applications which require high mechanical strength. The control of solidification

cooling rate and heat treatments are necessary to obtain more appropriate microstructures

resulting in improvement of their properties. In this paper was evaluated the influence of

cooling rate imposed by the different mold materials and heat treatment (T6) on the

microstructures formed in samples of the alloy A356.0. In addition the influence of these

microstructural changes on mechanical properties of alloy was evaluated. The samples were

cast in sand mold, in metal mold without and with cooling cooled and then heat treated. The

structure refinement was greater in the metallic mold cast than the sand cast sample, due to

the higher cooling rate. The heat treated samples showed that the morphology of the Al-

matrix has not changed. The silicon particles undergo fewer fragmentations and

spheroidization in the sand cast samples compared to the samples cast in metallic molds. The

mechanical properties were measured by means of tensile test, Charpy impact and Brinell

hardness. The ingots produced in the sand mold present a coarse microstructure, which is a

determining factor for the decrease in mechanical properties of the alloy. In some ingots

produced in the cooled metal mold the presence of micropores was observed probably, being

responsible for the decrease in mechanical properties. The ingots produced in the metal mold

(without cooling and cooled), where the heat extraction rate was higher, showed finer

microstructure with smaller dendritic spacing. Such a microstructure provided the best

mechanical characteristics of the samples. The T6 heat treatment significantly improved the

mechanical properties of the alloy. The precipitation of the metastable supersaturated solution

Mg2Si was the main factor promoting the increase of mechanical strength.

Key-Words: A356.0 Alloy, dendritic spacings, T6 heat treatment, metastable Mg2Si.

1

CAPÍTULO 1 - INTRODUÇÃO

Buscando aumentar o campo de aplicação industrial das ligas de alumínio, faz-se

necessário um estudo minucioso do desenvolvimento e controle de processos de produção

destas ligas visando a melhoria de suas características de fundição e as propriedades físicas,

químicas e mecânicas das ligas.

O estudo das microestruturas dos materiais fundidos e tratados termicamente, mais

especificamente da liga A356.0, é fundamental para o entendimento da influência dos

parâmetros de processamento sobre as estruturas e propriedades da liga.

A liga A356.0 (Si – 7% e Mg – 0,35%), objeto deste trabalho, é muito utilizada na

indústria aeroespacial, indústria automotiva e outras aplicações estruturais onde é requerida

resistência mecânica elevada.

As ligas do sistema Al-Si são consideradas as mais importantes entre as ligas fundidas

de alumínio, principalmente por sua alta fluidez, baixa contração de solidificação, elevada

resistência à corrosão, boa soldabilidade, fácil brasagem e seu baixo coeficiente de expansão

térmica (PERES, 2005, SHABESTARI & MOEMENI, 2004).

A obtenção das melhores combinações de propriedades mecânicas de uma liga metálica

depende do controle de fatores envolvidos no tratamento do metal líquido e na solidificação,

tais como: grau de modificação do eutético, velocidade de solidificação e refino de grãos, bem

como etapas posteriores de processamentos, tais como tratamentos térmicos (FURLAN,

2008).

No processo de fundição, durante a solidificação, os metais e suas ligas formam

estruturas cristalinas com complexidades diversas. As microestruturas, constituídas de cristais

ou grãos cristalinos, que se formam à volta de núcleos de solidificação, podem apresentar

morfologias e dimensões muito variáveis em função da taxa de resfriamento, influenciando

diretamente as propriedades físicas, químicas e mecânicas do material. Neste sentido, Campos

Filho (1978) ressalta a necessidade de controle do processo de solidificação de uma liga, uma

vez que a frequência de nucleação é fator determinante no tamanho dos cristais.

A estrutura formada imediatamente após a solidificação determina as propriedades dos

produtos finais, não somente no caso de produtos fundidos, que são utilizados no estado bruto

de solidificação, mas também quando esses produtos são trabalhados para a produção de

barras, chapas e fios (OHNO, 1988; GARCIA, 2001). Geralmente procura-se obter uma

2

microestrutura mais homogênea, composta por grãos refinados e equiaxias, proporcionando

ao material melhores propriedades mecânicas.

Estudos mostram que a taxa de resfriamento é fator determinante no espaçamento entre

os ramos dendríticos e, segundo Zhang et al. (2008), esses espaçamentos (DAS – Dendritic

Arm Spacing) diminuem com o aumento da taxa de resfriamento e, consequentemente,

observa-se um acréscimo na resistência mecânica da liga. Uma condição operacional de alta

taxa de resfriamento da liga, o que reflete em menor tempo de solidificação, pode levar à

formação de uma microestrutura, granulometricamente, mais refinada, aumentando a

solubilidade do(s) soluto(s) e a formação de fases metaestáveis ou de precipitados

intergranulares. Além dos espaçamentos dendríticos, outros aspectos microestruturais têm

forte influência sobre as características mecânicas do produto, tais como: heterogeneidades de

composição química, tamanho, forma e distribuição espacial de inclusões não metálicas,

porosidades oriundas do aprisionamento de bolhas durante o processo de solidificação,

aspectos estes fortemente dependentes das condições de solidificação (GARCIA, 2001).

O controle da taxa de resfriamento por meio das condições de fundição, bem como a

aplicação de tratamentos térmicos específicos faz-se necessário, tendo em vista a obtenção de

microestruturas mais adequadas repercutindo, dessa forma, na melhoria das propriedades do

produto final, ampliando o seu campo de aplicação.

Neste trabalho avaliou-se a influência da taxa de resfriamento, imposta pela utilização

de moldes de diferentes materiais e dos tratamentos térmicos, sobre as microestruturas

formadas em amostras da liga A356.0 fundida e a consequente alteração nas propriedades do

material lingotado.

As amostras foram fundidas em molde de areia, em molde metálico sem refrigeração e

em molde metálico refrigerado, sendo, posteriormente, tratadas termicamente.

A caracterização da liga metálica, após as etapas de solidificação e tratamentos

térmicos, foi realizada por meio de microscopia óptica e microscopia eletrônica de varredura

(MEV), além de ensaios mecânicos de tração, dureza e impacto para avaliar a influência das

modificações microestruturais nas propriedades mecânicas.

3

CAPÍTULO 2 - OBJETIVOS

2.1 – Objetivo Geral

Avaliar a influência da taxa de resfriamento e do tratamento térmico T6 (solubilização e

envelhecimento artificial) sobre as propriedades mecânicas da liga Al-Si-Mg - A356.0

fundida, tais como: dureza, resistência à tração, resistência ao impacto, visando encontrar um

conjunto de parâmetros que otimize as propriedades do material.

2.2 – Objetivos Específicos

- Avaliar o efeito das condições de solidificação sobre a microestrutura por meio de

microscopia óptica e microscopia eletrônica de varredura;

- Avaliar o efeito do tratamento térmico T6 (solubilização e envelhecimento artificial) sobre a

microestrutura por meio de microscopia óptica e microscopia eletrônica de varredura;

- Avaliar o efeito das condições de solidificação e dos tratamentos térmicos sobre as

propriedades mecânicas da liga, por meio de ensaio de tração, ensaio de impacto (Charpy) e

dureza Brinell.

4

CAPÍTULO 3 – REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 3.1 – Ligas de Alumínio-Silício

Quando se associa a crescente demanda por produtos de maior qualidade e durabilidade

aos requisitos de redução de consumo de matérias-primas, o alumínio e suas ligas aparecem

como alternativa bastante atrativa. O uso desses materiais, principalmente em substituição ao

aço e ao ferro fundido, permite a redução de peso do componente, a redução das perdas por

corrosão e o aumento do potencial de reciclagem. O considerável crescimento do consumo

desses materiais ao longo dos últimos anos é um bom indicador dessa tendência. As principais

limitações do alumínio referem-se à resistência mecânica e dureza, que são relativamente

baixas, mas que podem ser melhoradas pela adição de elementos de liga e por meio de

tratamentos térmicos específicos. Assim, justifica-se o crescimento do emprego das ligas de

alumínio em um grande número de aplicações, inclusive naquelas sujeitas a severas

solicitações mecânicas (INFOSOLDA, 2008).

De acordo com a ABAL (2007), o sucesso comercial no desenvolvimento de ligas de

alumínio data do descobrimento do fenômeno de “envelhecimento” de ligas metálicas, em

1906. O envelhecimento de ligas de alumínio que continham magnésio e silício como

elementos de liga conduziu também, ao desenvolvimento das principais ligas estruturais para

aplicações gerais de engenharia.

As ligas fundidas de alumínio exibem vantagens decisivas que levaram ao seu uso geral

e amplo. Dentre as vantagens das ligas de alumínio, destacam-se algumas tais como (ABIFA,

2008):

• redução de peso dos componentes;

• melhor absorção de vibração;

• boa resistência à fadiga, ductilidade, resistência à formação de trincas a quente;

• ausência de fragilização a temperaturas muito baixas;

• boa resistência ao desgaste;

• alta condutividade térmica, dentre outras.

Segundo Garcia (2001) cerca de 50% das ligas de alumínio utilizadas na indústria de

fundição consistem de ligas do sistema alumínio-silício. A ampla utilização de ligas desse

sistema deve-se à combinação de diferentes características físicas e mecânicas, tais como:

5

elevada fluidez, pequena contração na solidificação, resistência à corrosão, soldabilidade e

boa relação resistência/peso, dentre outras.

É importante ressaltar que as ligas do sistema Al-Si, em virtude de suas propriedades

físicas e mecânicas, são utilizadas para a fabricação de peças fundidas, como por exemplo,

pistões para motores de automóveis e aviões. Entretanto elas também encontram algumas

aplicações, tais como: produtos trabalhados, metais de adição para soldagem (caso da liga

4043), podendo também ser usadas para a fabricação de pistões forjados e em algumas

aplicações arquitetônicas (INFOMET, 2008). De acordo com Moreira e Fuoco (2008), as

principais aplicações dessas ligas envolvem peças de uso geral, coletores de admissão,

cabeçotes e blocos de motor, pistões e rodas automotivas, peças estruturais para a indústria

aeroespacial e componentes de suspensão.

O amplo uso das ligas Al-Si, em aplicações nas quais a qualidade da estrutura resultante

da solidificação é muito importante, está relacionado com as características que o seu

principal elemento de liga, o silício, confere às primeiras. O silício propicia a redução da

contração durante a solidificação, reduz a porosidade nas peças fundidas, reduz o coeficiente

de expansão térmica e melhora a soldabilidade (INFOMET, 2008). Além destas

características, pode-se citar o aumento da fluidez, da fundibilidade, da resistência mecânica e

da resistência às trincas de solidificação (FURLAN, 2008).

O diagrama de equilíbrio de fases do sistema Al-Si é um eutético simples, como

apresentado na Figura 3.1. O sistema Al-Si, com solubilidade sólida limitada em ambas as

extremidades, forma um eutético simples à temperatura de 577ºC para um teor de 12,6% em

peso de silício. As ligas com menores teores de Si (5 a 7% Si) são normalmente empregadas

para a fundição em moldes de areia, e ligas de maior teor (9 a 13% Si) são normalmente

utilizadas em moldes permanentes ou sob pressão (HATCH, 1990).

Figura 3.1: Diagrama de fases Al-Si (Murray & MCAlister, 1998).

6

De acordo com Rooy (1998), os componentes fundidos em ligas do sistema Al-Si

apresentam uma microestrutura bruta de solidificação contendo partículas de Si com

morfologia acicular, o que diminui a ductilidade. A Figura 3.2 apresenta diferentes

microestruturas para as ligas Al-Si de acordo com o teor de silício.

Figura 3.2: Microestruturas das ligas Al-Si (ROOY, 1998).

Dependendo da quantidade de Si, as ligas são classificadas em: ligas hipoeutéticas (Si <

12,6%), ligas eutéticas (12,6% de Si) e ligas hipereutéticas (Si > 12,6%). Estas ligas são as

mais usadas nos processos de fundição em areia, coquilha e fundição sob pressão (ROSSI,

2004).

A maior parte das ligas de alumínio são polifásicas, isto é, formadas de uma matriz

(solução sólida) e de fases precipitadas. A quantidade, tamanho, forma e distribuição destes

precipitados dependem da composição química, do processo e técnica de fundição e dos

tratamentos térmicos adotados (ROSSI, 2004).

7

3.2 – Liga Hipoeutética (A356. 0)

As ligas da série 300 são ligas que contêm o silício como elemento de liga principal,

além de adições de outros elementos como o magnésio ou o cobre. Esta categoria de ligas de

alumínio é a mais utilizada para fundição, com diversas aplicações na engenharia elétrica,

naval, automotiva, aeroespacial, por apresentar elevada relação resistência/peso e excelente

fundibilidade (JENG & CHEN; 1997; ZHANG et al, 2008; KORI et al, 2000). As ligas de Al-

Si são endurecíveis por precipitação devido à presença de magnésio que forma o composto

Mg2Si (siliceto de magnésio). Uma distribuição mais uniforme desse composto pode ser

obtida através do tratamento térmico de solubilização, com resfriamento rápido e posterior

tratamento de envelhecimento (PARAY, 1992). Além disso, essa adição melhora as

propriedades mecânicas e físicas do material.

Na liga A356.0 o teor de magnésio é de 0,35%. Esta liga apresenta baixas quantidades

de impurezas e de fases intermetálicas, além de excelente soldabilidade, resistência à

corrosão, estanqueidade, ótima fundibilidade, elevada relação resistência/peso e baixo custo

(LIOU et al., 1997; ALFONSO et al, 2006). O cobre e o ferro são impurezas que devem ser

controladas, pois formam compostos intermetálicos que fragilizam o material (FURLAN,

2008).

Segundo Jian et al (2006) ligas da série 300, mais especificamente a liga A356, contêm

aproximadamente 50% em volume de fases eutéticas, sendo que a microestrutura final é

fortemente determinada pela reação eutética. Devido à sua estrutura cristalina romboédrica, o

crescimento do silício ocorre preferencialmente nas direções sobre planos (111), sendo

esta fase facetada com crescimento fortemente anisotrópico.

As ligas hipoeutéticas (teor de silício menor que 12,6%) são formadas por uma fase

primária de alumínio com morfologia dendrítica e do eutético Al-Si. Os vazios entre esses

ramos dendríticos são preenchidos por fases intermetálicas e pela estrutura eutética. O

eutético Al-Si é do tipo anômalo, porque as características de crescimento do alumínio e do

silício eutéticos são não-facetado e facetado, respectivamente (GRUGEL, 1993; ROSSI,

2004; PERES et al, 2005; MOREIRA e FUOCO, 2008; FURLAN, 2008).

Para baixas taxas de crescimento dos cristais da fase pró-eutética (e baixos gradientes de

temperatura), a fase silício facetada nucleia e cresce antes da fase rica em alumínio e assume

sua morfologia de placas. Em taxas de resfriamento e gradientes de temperatura mais

elevados, a cinética de super-resfriamento constitucional necessário para o crescimento da

8

fase silício aumenta de tal forma que a fase alumínio cresce à frente do silício, levando a fase

silício a crescer em vazios ou cavidades, na frente de solidificação (FLEMINGS, 1974).

A composição química nominal e algumas propriedades físicas e mecânicas da liga

A356.0, foco do presente trabalho, são apresentadas nas Tabelas 3.1, 3.2 e 3.3,

respectivamente.

Tabela 3.1 -: - Composição química nominal (% em peso) da liga Al-Si - A356.0 (CAYLESS, 1997; ROOY, 1998).

Si Femáx Cumáx Mn Mg Zn Ti Outrosmáx. Al

6,5-7,5 0,20 0,20 0,10 0,25-0,45 0,10 0,20 0,15 Balanço

Tabela 3.2 – Propriedades Físicas da Liga A356.0 Fundida, Tratável Termicamente (Adaptado de ALCAN, 1993).

Propriedades Físicas

Liga Densidade (kg/m3) Condutividade Térmica (W/m.°C)

Condutividade Elétrica

(% IACS) Fundida no Molde de

Areia 2715 148 40

Liga Fundida no Molde de Aço 2715 148 40

Tabela 3.3 - Propriedades Mecânicas da Liga A356.0 Fundida, Tratável Termicamente (Adaptado de ALCAN, 1993).

Propriedades Mecânicas

Liga Tratamento Térmico

Limite de Resistência

(MPa)

Limite de Escoamento

(MPa)

Alongamento (%)

(12,7mm diâmetro)

Fadiga (MPa)

Cisalhamento (MPa)

Dureza Brinell (200kg)

Fundida no Molde de Areia

T6 276 207 6 X X 75

Fundida no Molde

de Aço T61 282 207 10 90 193 90

3.3 – Refino de Grão

Na maioria das situações práticas é desejável que a estrutura de solidificação se

apresente na forma de grãos equiaxiais, já que esse tipo de microestrutura caracteriza-se pela

9

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.

Segundo Garcia (2001), o controle da nucleação através das condições de solidificação

ou pelo uso de inoculantes e a utilização de métodos físicos que produzem movimento

forçado no metal líquido (vibração, agitação mecânica, agitação eletromagnética etc.) são

fatores que favorecem o desenvolvimento de estruturas equiaxiais, impedindo o crescimento

colunar.

A utilização de intervenções externas (agitação mecânica ou eletromagnética, por

exemplo) age como instrumento de refino de grão pela fragmentação e ruptura de

ramificações dendríticas, por refusão causada pela flutuação térmica no líquido, promovendo,

portanto, crescimento equiaxial. O contato forçado do líquido com a parede do molde

favorece o contato térmico e permite uma nucleação mais intensa de cristais junto ao molde.

Ao mesmo tempo, o movimento do líquido, provocado pela agitação, distribui esses cristais

no seio do metal líquido favorecendo o crescimento equiaxial mais extensivo (GARCIA,

2001).

No caso do alumínio, não existem impurezas na liga que facilitem sua nucleação.

Portanto, o uso de refinadores da fase alfa é uma prática comum: o refino de grãos melhora a

capacidade de alimentação interdendrítica, garante propriedades mecânicas mais uniformes,

diminui a tendência a trincas de solidificação e melhora a distribuição de segundas fases e de

microporosidades (FURLAN, 2008; MOHANTY &GRUZLESKI, 1995).

Alguns elementos de liga desempenham papel primordial no refino de grão das ligas Al-

Si, podendo-se citar o boro e o titânio. Embora o titânio seja o elemento adotado

mundialmente como refinador padrão na fundição de ligas de alumínio, mais recentemente

verificou-se que o boro, individualmente, é um refinador muito mais eficiente do que o titânio

no refino de ligas alumínio-silício, conforme apresentado na Figura 3.3 (GARCIA, 2001).

10

Figura 3.3: Eficiências de titânio e boro no refino de ligas de alumínio

(GARCIA, 2001).

A distribuição de agentes inoculantes para o refino deve ser feita uniformemente no

metal líquido, de forma a atingir toda a extensão da peça fundida. Os inoculantes devem ser

adicionados na forma simples ou combinada e em pequenas quantidades, sem que ocorra a

modificação da microestrutura.

O efeito máximo de refinadores é obtido após 5 a 10 minutos da adição no banho. Seu

efeito não é permanente, ou seja, após 45 minutos o efeito diminui, sendo necessárias novas

adições ou agitações para reativar as condições metalúrgicas do banho (MOREIRA e

FUOCO, 2008). Ainda não há uma explicação completa para o fenômeno da perda do efeito

do refinador de grão. Uma das teorias apresentadas mostra que, devido à maior densidade do

refinador de grão em relação ao metal líquido, ocorre decantação a partir de certo tempo, em

certas regiões da peça, dificultando sua ação sobre o metal (LIMMANEEVICHITR e

EIDHED, 2003).

Para refinadores químicos à base de Ti são realizadas adições mínimas em torno de

0,15% Ti ou de Ti+B com adições típicas de 0,01-0,03% Ti e 0,01% B. Acredita-se que o

mecanismo de funcionamento dos refinadores à base de Ti seja a formação de partículas

TiAl3 que nucleiam o alumínio por meio da reação peritética: Líquido + TiAl3 → Al + TiAl3.

Um esquema da nucleação do alumínio através da reação peritética é apresentado na Figura

3.4 (FURLAN, 2008; GRUZLESKI & CLOSSET, 1990).

11

Figura 3.4: Nucleação do alumínio pela reação peritética Líquido + TiAl3 → Al

(FURLAN, 2008; GRUZLESKI & CLOSSET, 1990).

O TiAl3 constitui-se em um refinador eficiente de cristais de alumínio, principalmente

pela semelhança nos parâmetros de rede (GARCIA, 2001).

No caso do refino com Ti+B, ainda há muitas discussões a respeito do mecanismo de

atuação. De acordo com Guzowski et al. (1987) existem diversas teorias que tentam explicar a

influência do boro na nucleação, sendo as principais:

(a) Partículas de TiB2 têm baixa solubilidade nas ligas Al-Si e funcionariam como núcleos

para o alumínio ou pré-núcleos, nucleando TiAl3, que nuclearia alumínio pela reação

peritética.

(b) Com adição conjunta de Ti+B, poderia haver a formação de (Al/Ti)B2, que é metaestável

e agiria como nucleante.

(c) A solubilidade do TiAl3 diminuiria na presença do boro e, consequentemente, diminuiria

sua taxa de dissolução.

(d) Na presença de partículas duplex haveria a formação de partículas de TiAl3 com partículas

de (Al/Ti)B2 agregadas à sua superfície, fazendo com que o refino seja mais eficiente e mais

duradouro.

No caso de peças resfriadas lentamente (molde de areia) ou peças de grandes

dimensões, o refino de grão é realizado com a adição de refinadores à base de Al-Ti ou Al-Ti-

B na liga líquida. A adição destes refinadores provoca a formação de partículas sólidas

dispersas de TiAl3 que atuam como núcleos para os primeiros grãos decorrentes da

solidificação. (MOREIRA e FUOCO, 2008). A Figura 3.5 apresenta o efeito da adição de um

refinador a base de titânio e boro em uma liga de Al-Si (ASM HANDBOOK, 1998).

12

Figura 3.5: Efeito da adição do refinador de grão Al-5Ti-1B: (a) sem adição, (b) com adição

(ASM HANDBOOK, 1998).

As Figuras 3.6(a) e 3.6(b) apresentam, respectivamente, as micrografias de amostras da

liga A356 fundida sem refinamento e refinada pelo método ultrassônico de alta intensidade

(JIAN et al; 2006). A microestrutura da amostra não refinada exibe uma estrutura grosseira do

silício eutético, apresentando-se na forma acicular e disperso na matriz (fase primária α) de

alumínio na forma de dendritas. Ao contrário, as amostras refinadas pelo método ultrasônico

(Figura 3.6(b)) apresentam-se com uma microestrutura homogênea, sendo a fase eutética mais

refinada, dispersa entre os grãos globulares de alumínio primário. De acordo com Jian et al

(2006), a liga submetida ao processo de refinamento pode ser comparada a uma liga

modificada pela presença de estrôncio, devido à formação de uma microestrutura bem

refinada do silício eutético.

Figura 3.6: Modificação eutética observada por microscopia óptica de baixa resolução,

(a) sem refinamento e (b) com refinamento ultrassônico (JIAN et al, 2006).

13

O uso de refinadores da fase Al-α é uma prática comum. O refino de grão tem como

objetivo principal a redução dos tamanhos das dendritas da fase α pró-eutética, melhorando as

condições de alimentação (e, assim, a sanidade e estanqueidade das peças fundidas), as

propriedades mecânicas (limites de escoamento e de resistência), bem como a tendência à

formação de trincas a quente e a distribuição de segundas fases (MOHANTY e GRUZLESKI,

1995; MOREIRA e FUOCO; 2008). Além do limite de resistência, uma estrutura refinada, de

grãos equiaxiais, melhora a tenacidade, usinabilidade e ductilidade dos produtos finais (KORI

et al., 2000).

O refino microestrutural é influenciado também pela taxa de extração de calor e, de

acordo com Peres et al. (2005), a velocidade de resfriamento pode ser aumentada mediante

processos de solidificação rápida, onde podem ser conseguidas taxas de resfriamento da

ordem de 104-108K/s, contrariamente às peças fundidas convencionalmente, onde são

conseguidas taxas da ordem de 10-2 a 102K/s, obtendo-se, portanto, uma microestrutura mais

refinada.

3.4 – Condições de Solidificação da Liga Al-Si

O princípio de formação das ligas está associado à dissolução de outros metais e

substâncias no alumínio fundido. Na solidificação alguns elementos de liga podem ficar

retidos em solução sólida, fazendo com que a estrutura cristalina do metal se torne mais

rígida. Ainda no resfriamento, existe a tendência de ocorrer precipitação do excesso dos

elementos de liga da solução na forma de compostos metálicos, promovendo o endurecimento

da liga.

Em processos comerciais de fundição, o metal solidifica dendriticamente na solução

líquida. Nas ligas Al-Si, as dendritas formadas são ricas em alumínio e envolvidas pela

estrutura de silício eutético. As dendritas formam a interface sólido-líquido durante a

solidificação e, poças de líquido são isoladas com fases secundárias insolúveis, com inclusões

não-metálicas, intermetálicos e cavidades formadas pelos gases que ficaram retidos. A

microestrutura é resultado tanto da composição da liga, quanto do processo de fundição

(PARAY, 1992).

Durante a solidificação várias reações fora do equilíbrio podem ocorrer no líquido

interdendrítico, dependendo da taxa de resfriamento e da quantidade de impurezas

14

(principalmente ferro e manganês) (PARAY, 1992). Backerud et al. (1990) fizeram um estudo

abrangente que revelou as seguintes reações na solidificação da liga A356:

A macroestrutura típica de materiais fundidos é caracterizada pela presença de três

regiões distintas, ou seja, zonas com diferentes morfologias entre os grãos, sendo

caracterizadas como zona colunar, zona coquilhada e zona equiaxial central. A zona

coquilhada é constituída por grãos refinados que se formam antes da zona colunar. A zona

colunar é formada por grãos alongados e na região central tem-se a zona equiaxial

caracterizada por uma estrutura mais homogênea, com grãos de mesmo tamanho.

De acordo com Flemings (1974) metais com estrutura cúbica apresentam orientação de

crescimento de grãos ao acaso, sendo que o crescimento colunar se inicia a partir da zona

coquilhada, onde os grãos avançam orientados favoravelmente, desenvolvendo rapidamente

uma textura preferencial com os grãos vizinhos. A orientação mais favorável para o

crescimento é, na maioria das vezes, a direção dendrítica preferencial, por exemplo,

para metais cúbicos. Um fator adicional na orientação dos grãos é o fluxo de calor na interface

sólido-líquido.

A granulometria da estrutura de ligas de alumínio fundidas pode ser definida através do

controle da taxa de solidificação onde o tamanho da célula dendrítica ou espaçamento do

ramo dendrítico, a formação e a distribuição das fases microestruturais e o tamanho de grão

sofrem alterações (ASM HANDBOOK, 1998).

Uma vez fixada a composição química da liga metálica, os parâmetros térmicos e

cinéticos do processo de solidificação se encarregarão de determinar a microestrutura

resultante. A temperatura de vazamento do metal líquido surge como primeira variável a ser

15

considerada no processo de solidificação, associada às correntes convectivas que são geradas

durante o preenchimento do molde. O molde por sua vez absorve o calor do metal líquido e,

dependendo da sua capacidade de extração de calor, têm-se diferentes taxas de resfriamento

da peça.

Dependendo da composição da liga, as condições termodinâmicas do processo de

solidificação podem impor a rejeição de soluto ou solvente cuja movimentação está associada

à transferência de calor. Essa associação de transferência de massa e calor impõe condições

que determinarão a morfologia de crescimento e, consequentemente, o arranjo

microestrutural. Essa microestrutura resultante associada à distribuição de defeitos e

heterogeneidades químicas, conforme apresentado na Figura 3.7, é que definirá o perfil de

características mecânicas e químicas do produto solidificado (GARCIA, 2001). Além disso,

segundo Furlan (2008), na formação da microestrutura leva-se em consideração o super-

resfriamento constitucional na interface sólido-líquido, onde a temperatura liquidus é maior

que a temperatura real da interface de crescimento. Essa zona de super-resfriamento é

formada durante o crescimento do alumínio, onde o silício é rejeitado à frente da interface de

solidificação, sendo segregado nesta região.

A sequência de solidificação das ligas Al-Si hipoeutéticas se dá em dois estágios:

formação das dendritas de alumínio e reações eutéticas. A reação eutética principal é a reação

eutética binária Al-Si, seguida de uma quantidade relativamente pequena de reações eutéticas

secundária e ternária, dependendo da quantidade de impurezas presentes na liga (FURLAN,

2008). De acordo com Corradi (2006), o crescimento dendrítico das ligas hipoeutéticas e

eutéticas, durante o processo de solidificação, ocorrerá, formando a estrutura metalográfica

das ligas conforme apresentado na Figura 3.8. Já o silício do eutético cresce na forma de

placas, formando degraus. Esses degraus formam-se nas maclas e crescem na interface sólido-

líquido (FURLAN, 2008).

Na formação do eutético de ligas não modificadas quimicamente, o crescimento do

silício se dá à frente da fase rica em alumínio. Pode-se notar a presença de cristais de silício

interpenetrando os contornos de células eutéticas (Figura 3.9) (FURLAN, 2008).

O silício, rejeitado na frente da interface de crescimento da célula eutética, se acumula

em bolsas que retardam o crescimento do alumínio. O crescimento acoplado do silício e do

alumínio no crescimento da fase eutética se dá por renucleação constante do alumínio

próximo às pontas das placas de silício. Devido a esta renucleação do alumínio, é possível

observar relações de orientação consistentes entre o alumínio e o silício. Caso contrário, como

16

o silício tem orientação de crescimento variável, o alumínio não deveria apresentar relações

de orientação consistentes com o silício (FURLAN, 2008).

Figura 3.7: Representação esquemática de uma microestrutura de solidificação

(GARCIA, 2001).

Figura 3.8: Rede dendrítica tridimensional para uma liga de alumínio hipoeutética

500x (CORRADI, 2006).

Figura 3.9: Eutético Al-Si não modificado com o silício liderando o crescimento e

cristais de silício interpenetrando os contornos de células eutéticas (FURLAN, 2008).

17

De acordo com Dobrzanski et al. (2007), as condições de solidificação da liga também

têm forte influência sobre a estrutura eutética. Ligas com concentração de silício menor que

12,6% formam precipitados de alumínio como fases primárias, com morfologia dendrítica e,

acima de 12,6%, formam partículas de silício primário.

Ligas AlSiCu hipoeutéticas de alta pureza exibem três reações durante o processo de

solidificação, iniciando com a formação de dendritas de alumínio, seguido pelo

desenvolvimento de duas principais fases eutéticas. A presença de elementos de liga e

impurezas tais como Cu, Mg, Mn e Fe, leva à formação de constituintes mais complexos

(incluindo intermetálicos) (DOBRZANSKI et al., 2007).

A microestrutura, apresentada na Figura 3.10, corresponde a uma liga hipoeutética com

solução sólida predominante. O processo de solidificação conduz a uma estrutura constituída

de dendritas grosseiras de solução sólida rica em alumínio e uma pequena quantidade de

mistura eutética. As dendritas, após a solidificação, formam grãos, que apresentam em seu

contorno uma mistura de compostos eutéticos, conforme pode ser visto na Figura 3.11. Estes

grãos e os compostos eutéticos formados serão os responsáveis pelas propriedades mecânicas

desses materiais (CORRADI, 2006).

Figura 3.10: Microestrutura de uma liga de Al-Si com solução sólida predominante

(CORRADI, 2006).

Figura 3.11: Microestrutura de uma liga de alumínio silício hipoeutética 100x

(CORRADI, 2006).

18

De acordo com Paray (1992), um aumento na taxa de resfriamento promove o

refinamento da microestrutura. Uma microestrutura refinada contém partículas de compostos

intermetálicos que favorecem a nucleação heterogênea. Tamanho de grão fino melhora a

sanidade e propriedades mecânicas da peça fundida, além de minimizar a contração, a

formação de trincas a quente e as porosidades.

O aumento da taxa de solidificação leva ao refinamento dos parâmetros estereológicos

do silício, tais como a redução no alargamento das placas e um aumento na fração do nível de

modificação do silício (DOBRZANSKI et al., 2007).

Na Figura 3.12 é apresentada a influência das taxas de resfriamento sobre a

microestrutura resultante, indicando a possibilidade de estruturas mais refinadas com o

aumento dessas taxas, até o limite da formação de estruturas metálicas vítreas ou amorfas

(GARCIA, 2001).

Figura 3.12: Influência da taxa de resfriamento sobre a microestrutura de solidificação

(GARCIA, 2001).

Zhang et al. (2008), numa análise microestrutural da liga A356 fundida em molde de

cobre refrigerado a água, verificaram uma estrutura dendrítica, contendo duas fases: dendritas

de α-Al primário e eutético formado por partículas de silício e fase α, além de uma

distribuição homogênea desse eutético, conforme mostrado na Figura 3.13.

Peres et al. (2005) avaliaram a microestrutura da liga A356 fundida em areia

apresentada na Figura 3.14 e observaram a formação de dendritas de α-Al (fase clara) e um

eutético binário Al-Si entre os ramos dendríticos contendo Si acicular (fase escura). Também,

pode-se observar, a partir das Figuras 3.13 e 3.14, o efeito da taxa de resfriamento imposta

pelos diferentes processos de fundição (molde metálico refrigerado e molde de areia) sobre a

microestrutura da liga A356.

19

Figura 3.13: Microestrutura da liga A356 fundida em molde de cobre refrigerado a água (ZHANG et al., 2008).

.

Figura 3.14: Microestrutura da liga A356 correspondente à solidificação em areia (PERES et al., 2005).

Outro fator importante relacionado à estrutura da liga é o espaçamento entre os ramos

dendríticos (DAS – Dendritic Arm Spacing), o qual é fortemente influenciado pela taxa de

resfriamento e pelos tratamentos térmicos após a etapa de solidificação da liga. Essa taxa

depende das diferentes técnicas de fundição, tais como fundição em molde de areia, fundição

em molde permanente, dentre outras. Geralmente os espaços interdendríticos são distâncias

perpendiculares entre os braços primários, secundários, terciários e outros (FLEMINGS,

1974).

Assim como Flemings (1974), Paray (1992) também considera o espaçamento do ramo

dendrítico, um importante fator estrutural em metais e ligas fundidas, sendo que este se refere

à distância entre os ramos secundários desenvolvidos. Para ligas, o tamanho das dendritas

20

indica a escala de refinamento da microestrutura. Estas medidas de tamanho representam um

indicativo importante das propriedades mecânicas do fundido

Para uma dada composição, a formação das células contidas na estrutura dendrítica é

controlada pela taxa de solidificação. A presença de partículas de segundas fases tais como

óxidos ou inclusões gasosas são outros fatores que podem afetar o espaçamento

interdendrítico. Durante o resfriamento, as segundas fases podem segregar para os espaços

entre os ramos dendríticos e então aumentar o espaçamento (PARAY, 1992).

Dobrzanski et al. (2007) verificaram a influência das taxas de resfriamento no

espaçamento interdendrítico secundário da liga hipoeutética AlSiCu resfriada com taxas de

0,16°C.s-1, 0,46°C.s-1 e 0,72°C.s-1. Para maiores taxas de resfriamento têm-se uma estrutura

mais refinada, ou seja, menores espaçamentos interdendríticos (~36µm) e um aumento da

solubilidade dos elementos de liga em solução sólida (ZHANG et al., 2008; FLEMINGS,

1974). Amostras resfriadas mais lentamente apresentam espaçamento interdendrítico da

ordem de 87,00µm.

Na Figura 3.15 pode-se observar a micrografia da liga A356.2 solidificada rapidamente

no estado não modificado. As dendritas apresentam-se refinadas com espaçamento dendrítico

da ordem de 3,3μm correspondente a uma taxa de resfriamento da ordem de 3x103 °C/s. Na

região interdendrítica, observa-se a presença de Si eutético acicular (PERES et al., 2005). Na

Figura 3.16 apresenta-se a relação entre o DAS e a taxa de resfriamento para a liga A356.

Shabestari e Moemeni (2004) estudaram o efeito da taxa de resfriamento sobre o DAS

de uma liga A356 com diferentes adições de cobre (0,2%, 0,7%, 1,5% e 2,5%), utilizando

moldes de grafite, cobre, ferro fundido e molde de areia com silicato de sódio/ CO2. Os

resultados desse estudo são mostrados na Figura 3.17.

Figura 3.15: Micrografia da liga A356.2 não-modificada e solidificada rapidamente

21

(PERES et al., 2005).

Figura 3.16: Relação entre DAS e taxa de resfriamento para a liga A356 (ZHANG et al., 2008).

Figura 3.17: Efeito das condições de solidificação e da adição de cobre sobre o espaçamento

dendrítico da liga A356 (SHABESTARI & MOEMENI, 2004).

Como mostrado na Figura 3.17, o DAS das amostras produzidas em diferentes moldes

diminui a partir do molde em areia, ferro fundido, cobre e molde de grafite, respectivamente.

O espaçamento é fortemente dependente da taxa de resfriamento da liga, sendo que a maior

taxa é observada no molde de grafite, enquanto a menor observa-se no molde em areia

(SHABESTARI e MOEMENI, 2004).

22

Shivkumar et al. (1994) analisaram, por meio de microscopia óptica, a microestrutura de

solidificação da liga A356, produzida em meios de resfriamento distintos. A amostra

produzida no molde de areia apresentou uma estrutura grosseira, com lamelas de silício

interligadas e ramificadas. Já a amostra produzida no molde metálico apresentou uma

estrutura de partículas de silício bem mais refinada. Além disso, os autores utilizaram

estrôncio como modificador e, de acordo com os resultados apresentados na Tabela 3.3,

percebe-se que, para esta condição, não houve efeito significativo sobre o DAS e tamanho de

grão, porém, os valores típicos de DAS para fundidos em molde de areia e molde metálico

tiveram diferenças expressivas, da ordem de 47 e 23μm, respectivamente.

As Figuras 3.18(a) e 3.18(b) apresentam estas distinções microestruturais. Os valores

médios de DAS e de tamanho de grão são apresentados na Tabela 3.4.

Figura 3.18: Microestrutura de solidificação de uma amostra da liga A356 fundida e não

modificada: (a) molde de areia, (b) molde metálico (SHIVKUMAR et al., 1994).

Tabela 3.4: Valores médios de DAS e tamanho de grão de amostras da liga A356

fundida em molde de areia e molde metálico (molde de cobre) (SHIVKUMAR et al., 1994).

Parâmetro Molde de Areia Molde de Cobre

Não

Modificada

Modificada

com Sr

Não

Modificada

Modificada

com Sr

DAS, μm 48 47 24 23

Tamanho de Grão, μm. 850 800 200 180

23

De acordo com Uzun et al. (2004), a solidificação rápida permite melhorar as

propriedades mecânicas da liga através do aumento do limite de solubilidade do soluto,

refinamento da microestrutura e dispersão de fases secundárias, pois em ligas do sistema Al-

Si a solubilidade sólida de Si na fase α-Al é bem limitada, principalmente em técnicas

convencionais de solidificação.

3.5 – Tratamento Térmico da Liga A356. 0

Os tratamentos térmicos são operações que consistem em promover aquecimento,

encharque térmico e resfriamento controlados da liga, visando alterar suas características

estruturais, otimizando, assim, suas propriedades.

Na maioria das vezes, a estrutura metalográfica de peças brutas de solidificação

apresenta-se instável e com tensões residuais indesejáveis típicas do processo de fundição,

que podem provocar até a quebra da peça quando em serviço. Estas tensões residuais ocorrem

porque, normalmente, as taxas de resfriamento de solidificação são elevadas e os compostos

formados não têm tempo suficiente para se distribuírem de forma homogênea na estrutura

durante a solidificação. A realização de tratamentos térmicos posteriores melhora,

significativamente, as propriedades mecânicas, tendo em vista a solubilização e/ou

precipitação de compostos microestruturais específicos (CORRADI, 2006).

A metalurgia do alumínio e suas ligas oferece uma vasta gama de tratamentos térmicos

de modo a obter as combinações de propriedades mecânicas e físicas desejadas. O tratamento

térmico das ligas de alumínio baseia-se na variação das solubilidades das fases metalúrgicas.

Como a solubilidade do silício aumenta com o aumento da temperatura, até a temperatura de

solidus (verificado no sistema binário eutético da Figura 3.1), a formação e distribuição de

fases precipitadas pode ser usada para influenciar as propriedades do material. Além das

mudanças de fases e de morfologia, outros efeitos podem ocorrer com a elevação da

temperatura para o tratamento térmico. A microsegregação na estrutura dos fundidos pode ser

eliminada ou pelo menos minimizada, as tensões residuais causadas pela solidificação são

reduzidas e fases insolúveis podem sofrer alterações morfológicas (ASM HANDBOOK,

1998).

Neste trabalho, amostras da liga A356.0 fundida e obtida em diferentes condições de

resfriamento (molde de areia, molde metálico sem refrigeração e molde metálico refrigerado)

foram submetidas ao tratamento térmico T6. A solubilização foi o primeiro passo para o

24

tratamento térmico e, após solubilização, a liga foi resfriada rapidamente, seguido do

envelhecimento artificial.

3.5.1 - Tratamento térmico de solubilização e envelhecimento

Solubilização é um tratamento térmico preliminar, que visa solubilizar totalmente as

fases microscópicas, simples ou intermediárias, presentes na matriz de uma liga, pelo

aquecimento no campo monofásico inerente, seguido de um resfriamento rápido, mantendo-

se, assim, o estado monofásico à temperatura ambiente, tornando a liga mais resistente. É um

tratamento térmico que antecede ao tratamento de envelhecimento artificial (COUTINHO,

1980). De acordo com Paray (1992), o processo consiste em aquecer a liga fundida a uma

temperatura suficientemente alta e por tempo relativamente longo, para obter uma solução

sólida mais homogênea.

O tratamento térmico de solubilização, usado nas ligas Al-Si-Mg, consiste no

aquecimento do material até cerca de 550ºC, para solubilizar os elementos de liga, seguido de

resfriamento brusco para mantê-los em solução sólida supersaturada à temperatura ambiente.

De acordo com Paray (1992), durante o tratamento térmico de solubilização de ligas Al-Si

ocorrem importantes processos metalúrgicos, descritos a seguir:

- Dissolução do composto Mg2Si e outras fases solúveis

Em ligas de Al-Si tratáveis termicamente, a precipitação do silício e do Mg2Si pode

ocorrer durante o período de aquecimento no tratamento de solubilização, devido às suas

baixas solubilidades em solução sólida de Al. A solubilidade diminui com a diminuição da

temperatura e as partículas de segunda fase precipitam de forma grosseira. Este decréscimo na

solubilidade é essencial para se obter uma resposta significativa do tratamento térmico. Ainda,

durante o aquecimento, a dissolução de precipitados ocorre com difusão limitada, sendo que a

540°C os limites de solubilidade sólida do Si e do Mg2Si na matriz de Al, são de 1,65% (em

peso) e 1,4% (em peso), respectivamente. A temperatura de solubilização ideal, para obter

uma concentração máxima de Mg e Si em solução sólida, é aquela suficientemente elevada,

necessária para formar uma solução sólida sem ultrapassar o ponto de fusão do eutético ou de

outros constituintes. Como resultado do superaquecimento, ocorre uma apreciável fusão do

25

eutético na região de contornos de grãos, verificado através da metalografia. O dano é

irreversível, sendo que as propriedades mecânicas diminuem, fragilizando o material.

De acordo com Furlan (2008) o tratamento térmico de solubilização em ligas de Al-Si-

Mg promove, basicamente, a dissolução das partículas de Mg2Si na matriz de fase α, a

homogeneização da microestrutura e mudanças de morfologia do silício do eutético.

Especificamente na dissolução, as partículas do composto Mg2Si ficam dissolvidas de forma

incoerente com a matriz e precipitadas nos contornos dos eutéticos. Após tratamento térmico

de envelhecimento artificial ocorre nova precipitação dessas partículas, com a distribuição

mais homogênea e coerente com o reticulado cristalino da matriz (fase α), conforme mostrado

nas Figuras 3.19, 3.20(a) e 3.20(b), respectivamente.

Figura 3.19: Precipitados de Mg2Si (fase mais escura, indicada pelas setas) em uma liga

Al-Si antes do tratamento térmico (FURLAN, 2008; GARAT & SCALLET, 1978).

Figura 3.20: (a) Estrutura bruta de solidificação da liga A356, com o silício na forma de

placas; (b) Estrutura da liga A356 após tratamento térmico de solubilização a 535°C, por 4

horas (200X), (FURLAN, 2008; GARAT & SCALLET, 1978).

26

A Figura 3.21 ilustra o caso para uma liga que tem X% em teor de soluto, o qual está

acima da solubilidade máxima de B em A (liga A356 com teor de Si acima da solubilidade

máxima de Si no Al). A partir da temperatura T1, a solubilidade do metal B no metal A

diminui com a diminuição da temperatura. Durante o tratamento térmico de solubilização, em

temperaturas próximas à eutética, somente parte da fase β presente na fase eutética (α+β) será

dissolvida. Este é o caso da liga A356 com 7% de Si, sendo que a solubilidade máxima do

silício no alumínio é de 1,65% (PARAY, 1992).

Figura 3.21: Diagrama de fase típico de sistemas que podem sofrer endurecimento por

precipitação. A solubilidade de B em A diminui com a diminuição da temperatura, o que confere condição para ocorrer o endurecimento por precipitação.

(Adaptado de PARAY, 1992).

O controle da temperatura de solubilização das ligas Al-Si tratáveis termicamente é

importante, pois, de acordo com Furlan (2008), as propriedades mecânicas dessas ligas são

reduzidas drasticamente quando esta temperatura excede a temperatura de fusão, pois pode

ocorrer a liquefação de eutéticos secundários (formados por elementos residuais da liga) nos

contornos de células eutéticas.

Segundo Flemings (1974), a solubilização das ligas de alumínio silício tem pouca

influência sobre a microestrutura de regiões próximas a zona coquilhada. Isto porque o

espaçamento dos ramos dendríticos ou a microestrutura próxima a essa região é

suficientemente refinada aproximando-se, portanto, de uma completa solubilização obtida em

temperaturas menores (

27

(segundas fases). Mesmo com completa remoção das segundas fases, o material solidificado

mais lentamente (de DAS grosseiro) tem propriedades inferiores à do material com DAS

refinado, devido à distribuição grosseira de inclusões insolúveis, maiores espaçamentos

interdendríticos e maior quantidade de porosidade.

Os efeitos da solubilização e envelhecimento artificial sobre a estrutura da liga A356

fundida em areia podem ser verificados na Figura 3.22. Durante a solubilização, cristais de

silício são submetidos gradualmente a mudanças morfológicas, impulsionadas pela reduçao da

energia interfacial. Em ligas não modificadas, partículas maiores de silício sofrem

empescossamento, e a separação pode ocorrer em arestas e regiões mais finas durante as

etapas de crescimento. Durante este estágio, ocorre a diminuição do diâmetro médio da

partícula. A partir da fragmentação gradual das partículas, inicia-se o processo de

esferoidização. Tempos longos de solubilização levam a uma estrutura grosseira. Nestas ligas

não modificadas as taxas de esferoidização são muito menores e, mesmo após 168 horas de

solubilização, várias partículas de silício de tamanhos maiores podem ainda ser detectadas na

microestrutura (SHIVKUMAR et al.,1994).

Alfonso et al. (2006) verificaram o efeito dos tempos de solubilização sobre a

microestrutura da liga Al-Si-Mg-Cu. A evolução microestrutural desta liga (6,4%Si –

3,02%Cu – 0,59%Mg), solubilizada a 480°C por tempos de 4 a 72 horas é apresentada na

Figura 3.23. Para amostras tratadas durante 4 horas (conforme Figura 3.23a), a estrutura

dendrítica Al-α permanece inalterada, com uma leve tendência de fragmentação das partículas

de silício. A estrutura dendrítica desaparece completamente após 30 horas de tratamento

térmico. A transformação d

dissertação de mestrado efeito da taxa de resfriamento e ......figura 3.20 (a) estrutura bruta de...

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