Dissertação de Mestrado. "Efeito da Taxa de Resfriamento e dos Tratamentos Térmicos sobre as Propriedades Mecânicas da Liga Al-Si-Mg (A356.

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1 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

2 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.

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5 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. I

6 ÍNDICE Agradecimentos... I Lista de Figuras... III Lista de Tabelas... X Lista de Notações... XI Resumo... XIII Abstract... XIV 1 Introdução Objetivos Objetivo Geral Objetivos Específicos Revisão Bibliográfica Ligas de Alumínio-Silício Liga Hipoeutética (A356.0) Refino de Grão Condições de Solidificação da Liga A Tratamento Térmico da Liga A Tratamento térmico de solubilização e envelhecimento Propriedades Mecânicas da Liga A Fraturas Materiais e Métodos Produção das amostras Tratamento Térmico Caracterização Microestrutural Avaliação do refino da estrutura Análise das propriedades mecânicas II

7 5 Apresentação e discussão dos resultados Perfil Térmico de Resfriamento e Espaçamento Dendrítico Perfis térmicos de resfriamento Espaçamento dendrítico Caracterização Microestrutural das Amostras Análise microestrutural das amostras no estado bruto de solidificação Análise microestrutural das amostras submetidas ao tratamento térmico T Análise microestrutural do constituinte Mg 2 Si Microdureza Vickers Avaliação das Propriedades Mecânicas Ensaio de tração Ensaio de impacto Charpy Dureza Brinell Avaliação dos resultados obtidos nos ensaios mecânicos Efeito das condições de solidificação Efeito do tratamento térmico (T6) Fractografia Conclusões Sugestões para trabalhos futuros Referências Bibliográficas Anexo A Anexo B III

8 LISTA DE FIGURAS Figura 3.1 Diagrama de fases Al-Si (MURRAY & MCALISTER, 1998) Figura 3.2 Microestruturas das ligas Al-Si (ROOY, 1998) Figura 3.3 Figura 3.4 Figura 3.5 Figura 3.6 Figura 3.7 Figura 3.8 Figura 3.9 Eficiências de titânio e boro no refino de ligas de alumínio (GARCIA, 2001) Nucleação do alumínio pela reação peritética Líquido + TiAl3 Al (FURLAN, 2008; GRUZLESKI & CLOSSET, 1990) Efeito da adição do refinador de grão Al-5Ti-1B: (a) sem adição, (b) com adição (ASM HANDBOOK, 1992) Modificação eutética observada por microscopia óptica de baixa resolução, (a) sem refinamento e (b) com refinamento (JIAN et al, 2006) Representação esquemática de uma microestrutura de solidificação (GARCIA, 2001) Rede dendrítica tridimensional para uma liga de alumínio hipoeutética 500x (CORRADI, 2006) Eutético Al-Si não modificado com o silício liderando o crescimento e cristais de silício interpenetrando os contornos de células eutéticas (FURLAN, 2008) 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) Figura 3.12 Influência da taxa de resfriamento sobre a microestrutura de solidificação (GARCIA, 2001) 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) Figura 3.15 Micrografia da liga A356.2 não-modificada e solidificada rapidamente (PERES et al., 2005) IV

9 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) 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) Figura 3.19 Precipitados de Mg 2 Si (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) 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) 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) 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 Al 2 Cu] (ALFONSO et al., 2006) 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) 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) Figura 3.26 Diagrama de equilíbrio típico de sistemas que podem sofrer endurecimento por precipitação (Adaptado de PARAY, 1992) V

10 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) Figura 3.28 Propriedades mecânicas da liga Al 7%Si em função do espaçamento dendrítico primário (GARCIA, 2001) 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) Figura 3.30 Efeito da taxa de resfriamento sobre a microdureza (ZHANG et al., 2008) 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) 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) Figura 3.33 Curvas de envelhecimento artificial de amostras da liga Al-Si-Cu-Mg tratadas em diferentes temperaturas (LI et al., 2004) 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) Figura 3.35 Fractografia de uma liga não modificada e tratada termicamente, 1000X (FURLAN, 2008) Figura 3.36 Fractografia de uma liga modificada e tratada termicamente, 1000X (FURLAN, 2008) Figura 4.1 Caixa e modelo em madeira, utilizados para a confecção do molde de areia Figura 4.2 Molde de areia aglomerada com silicato de 48 sódio/co 2... Figura 4.3 Molde metálico com sistema de refrigeração Figura 4.4 Desenho esquemático do molde metálico bipartido, apresentando o sistema de refrigeração Figura 4.5 Equipamento utilizado no monitoramento da extração de calor durante a solidificação VI

11 Figura 4.6 Destaque para o posicionamento dos termopares no molde metálico (a) e no molde de areia (b) 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) Figura 4.8 Análise microestrutural por MEV e análise pela técnica EDS da amostra solubilizada por 5 horas Figura 4.9 Exemplo de medições do espaçamento dendrítico secundário de amostra do lingote obtido em molde metálico refrigerado 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 Figura 4.11 Esquema do corpo-de-prova confeccionado para o ensaio de tração, de acordo com a norma ASTM E 8M Figura 4.12 Esquema do corpo-de-prova Charpy utilizado no Ensaio de Impacto, de acordo com a norma ASTM E23 02 Tipo A Figura 5.1 Perfis térmicos de resfriamento obtidos no molde de areia, no molde metálico sem refrigeração e no molde metálico refrigerado 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 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 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 (λ 2 ) Figura 5.5 Silício eutético lamelar com placas finas e quase paralelas em algumas regiões Figura 5.6 Amostra A, fundida em areia Figura 5.7 Amostra SR, fundida em molde metálico sem refrigeração Figura 5.8 Amostra R, fundida em molde metálico refrigerado Figura 5.9 Amostra AT, fundida em areia e tratada termicamente VII

12 Figura 5.10 Amostra SRT, fundida em molde metálico sem refrigeração e tratada termicamente Figura 5.12 Figura 5.12: Amostra AT, fundida em areia e tratada termicamente Figura 5.13 Amostra SRT, fundida em molde metálico sem refrigeração e tratada termicamente Figura 5.11 Amostra RT, fundida em molde metálico refrigerado e tratada termicamente Figura 5.14 Amostra RT, fundida em molde metálico refrigerado e tratada termicamente Figura 5.15 Microestrutura de solidificação de amostra da liga A356.0 obtida em molde de areia Figura 5.16 Microestrutura de solidificação de amostra da liga A356.0 obtida em molde metálico sem refrigeração Figura 5.17 Mg 2 Si precipitado após tratamento térmico 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 Figura 5.19 Efeito das condições de solidificação e do tratamento térmico sobre a Energia Absorvida no ensaio de Impacto Charpy Figura 5.20 Porosidade (micro-rechupe) na amostra fundida em molde metálico refrigerado e tratada termicamente Figura 5.21 Mapas de Fluorescência de Raios-X da amostra RT 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 Figura 5.23 Microfratografia da amostra fundida em molde de areia, rompida por tração, à temperatura ambiente: (a) sem tratamento térmico; (b) tratada termicamente 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 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 VIII

13 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 Figura 5.27 Microfratografia da amostra fundida em molde de areia, rompida por impacto, à temperatura ambiente: (a) sem tratamento térmico; (b) tratada termicamente 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 Figura 5.29 Microfratografia da amostra fundida em molde metálico refrigerado, rompida por impacto, à temperatura ambiente: (a) sem tratamento térmico; (b) tratada termicamente IX

14 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 - A 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 (λ 2 ) 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 X

15 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 σ o - Tensão de Atrito que se opõe ao movimento das discordâncias M Liga Al-Si modificada XI

16 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 λ 1 Espaçamento Dendrítico Primário λ 2 Espaçamento Dendrítico Secundário XII

17 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 Mg 2 Si 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, Mg 2 Si metaestável. XIII

18 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 A 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 Almatrix 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 Mg 2 Si was the main factor promoting the increase of mechanical strength. Key-Words: A356.0 Alloy, dendritic spacings, T6 heat treatment, metastable Mg 2 Si. XIV

19 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 1

20 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. 2

21 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. 3

22 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 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: 4

23 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). 5

24 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). 6

25 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 Mg 2 Si (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 <112> 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 7

26 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 Fe máx Cu máx Mn Mg Zn Ti Outros máx. 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/m 3 ) Condutividade Térmica (W/m. C) Fundida no Molde de Areia Liga Fundida no Molde de Aço Condutividade Elétrica (% IACS) Liga Fundida no Molde de Areia Fundida no Molde de Aço Tabela Propriedades Mecânicas da Liga A356.0 Fundida, Tratável Termicamente (Adaptado de ALCAN, 1993). Propriedades Mecânicas Tratamento Térmico Limite de Resistência (MPa) Limite de Escoamento (MPa) Alongamento (%) (12,7mm diâmetro) Fadiga (MPa) Cisalhamento (MPa) Dureza Brinell (200kg) T X X 75 T 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 8

27 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). 9

28 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 TiAl 3 que nucleiam o alumínio por meio da reação peritética: Líquido + TiAl 3 Al + TiAl 3. Um esquema da nucleação do alumínio através da reação peritética é apresentado na Figura 3.4 (FURLAN, 2008; GRUZLESKI & CLOSSET, 1990). 10

29 Figura 3.4: Nucleação do alumínio pela reação peritética Líquido + TiAl3 Al (FURLAN, 2008; GRUZLESKI & CLOSSET, 1990). O TiAl 3 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 TiB 2 têm baixa solubilidade nas ligas Al-Si e funcionariam como núcleos para o alumínio ou pré-núcleos, nucleando TiAl 3, que nuclearia alumínio pela reação peritética. (b) Com adição conjunta de Ti+B, poderia haver a formação de (Al/Ti)B 2, que é metaestável e agiria como nucleante. (c) A solubilidade do TiAl 3 diminuiria na presença do boro e, consequentemente, diminuiria sua taxa de dissolução. (d) Na presença de partículas duplex haveria a formação de partículas de TiAl 3 com partículas de (Al/Ti)B 2 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 TiAl 3 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). 11

30 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). 12

31 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 K/s, contrariamente às peças fundidas convencionalmente, onde são conseguidas taxas da ordem de 10-2 a 10 2 K/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 13

32 (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, <100> 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 14

33 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 superresfriamento 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 sólidolíquido (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 15

34 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). 16

35 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 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). 17

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