A lnfluêncla. Graças às suas boas propriedades

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1 ..-i'f, :...y I ~ ~--?;.{C VÚJiCo,JJ A ~'9JJíL -Lt.. ti ÇOS - DEZ A lnfluêncla I sobre a resis ê cia térmica das ligas de AISi fundidas Este trabalho apresenta um estudo elaborado com a finalidade de determinar a extensão e dentro de qual faixa a concentração de níquel contribui para aumentar a resistência térmica das ligas de AISi hipoeutéticas. Florian Stadler e Helmut Antrekowitsch são do depto de Metalurgia de Metais Não Ferrosos da Universidade de Leoben, Werner Fragner é da Amag Casting, e Helmut Kaufmann é da Áustria Metal! GmbH; todos da Áustria. Peter J Uggowitzer é do departamento de Ciéncia de Materiais da ETH Zürich, da Suíça. O artigo Der Einfluss von Nickel aut die Warmfestigkeit von AISi-Gusslegierungen foi originalmente publicado na revista alemã Giesserei n? 8, de 2011, págs Reprodução autorizada pelo editor. Tradução de Themistocles Rodrigues Júníor. Graças às suas boas propriedades de fundição, alta resistência, resistência ao desgaste e condutividade térmica, as ligas de alumínio-silício (AlSi)com múltiplos componentes são utilizadas na fabricação das mais variadas peças para a indústria automobilística, as quais muitas vezes são expostas a uma solicitaçãotérmica considerável Em virtude das exigências legais em relação ao aumento da eficiência e compatibilidade ambiental dos componentes do motor, os requisitos dos materiais aumentam constantemente, inclusive com relação às suas propriedades em altas temperaturas!+ 7,9, 10 1, Em um grande número de fontes literárias, o níquel (Ni)é descrito como sendo um elemento de liga decisivo, que contribui significativamente para a obtenção da melhora da resistência térmica de materiais fundidos em ligas de alumínio-silício, Este elemento forma uma série de compostos intermetálicos de alumínio, como por exemplo o Al3CuNLo A13Ni2'o Al 7 Cu 4 Ni e o AlgfeNi Eles são termicamente estáveis e melhoram as propriedades mecânicas em temperaturas elevadas de modo mais ou menos pronunciado, dependendo da morfologia, do tamanho e da porcentagem volumétrícsr= 5,7-9, li, 12J, Entretanto, uma desvantagem da utilização do níquel é o seu alto preço, que supera o do cobre (Cu) Para se ter uma ideía. em julho de 2010 o níquel custava quase o triplo do cobre, Por este motivo, tanto os produtores da liga como a indústria automobilística têm um grande interesse econômico em manter o teor de níquel o mais baixo possível nas ligas, sem prejudicar muito o seu desempenho em altas temperaturas, O objetivo do trabalho no qual este artigo é baseado foi analisar qual a extensão e dentro de qual faixa de concentração o níquel contribui para a melhora da resistência térmica dos materiais fundidos em ligas de alumíniosilício, Além disso, procurou-se esclarecer qual mecanismo de aumento da resistência está sendo aplicado e qual a quantidade necessária de níquel requerida para este fim, Ensaios experimentais Dentro do contexto deste estudo, foram fabricadas sete ligas com base nos sistemas A1Si7 e A1Si12, com diferentes teores de níquel A tabela 1 traz a composição destas ligas, Elas foram fabricadas em um forno a indução com capacidade para 100 kg, na fundição piloto de uma empresa, Em todas as variantes, foiefetuado um ajuste constante

2 17 - FUNDiÇÃO e SERViÇOS - DEZ da temperatura do banho fundido para um valor de 750 ± 10 C A fundição de barras de tração foi realizada em um molde permanente (coquilha) de aço, que foi preaquecido para uma temperatura de 320 ±5 C e revestido com nitreto de boro antes de cada vazamento. Os tratamentos térmicos realizados compreenderam um recozimento de solubilização de 8h a 495 C, seguido de um resfriamento brusco em água até a temperatura ambiente. Logo em seguida, foi efetuado um superenvelhecimento por 100h a 250 C, o qual foi feito em um forno de ar círculante. A fabricação de barras de tração MIO se deu de acordo com a norma DIN , com 48 mm de comprimento e 8 mm de diâmetro. Os valores mecânicos característicos mencionados no subtítulo Resultados dizem respeito ao valor médio de pelo a) Fu; 1 - Lavagem com nitrogênio, para a preparação de uma carga (Foto Amag) menos três barras de tração fundidas separadamente. As propriedades mecânicas das ligas em temperaturas elevadas foram determinadas com o auxílio de ensaios de tração a quente, executados a 250 C. Ainterpretação metalúrgica dos eu o, ~ 100 Rm 6 E ~ o:: tn Ag «'", ci 80 4 b) o:: a. Rpo, O O 0,5 1,5 140 eu o, 120 ~ E o:: 100 '", ci a. o:: Ni(%) ~..f') RpO,2 r 40 O 0,5 Ni(%) _.. 1,5 2 Rm Ag ~ Fig. 2 - Parômetros mecânicos das ligas após um tratamento de envelhecimento a 250 C, durante looh (T7). grupo 1 (a), grupo 2 (b) 4 2 O resultados exigiu ainda a fabricação de micrografias das diversas variantes e a sua análise no microscópio óptico e no microscópio eletrônico de varredura. A exposição da estrutura de silício (Si) nas ligas escolhidas foi feita via ataque químico profundo à temperatura de 50 C, por meio de uma solução de NaOH (20%) concentrada. As análises das imagens para a determinação visual das proporções das fases foram executadas com o auxílio do software AxioVision v O cálculo termo dinâmico das proporções das fases foi efetuado com o auxílio do pacote de software Pandat V Resultados Ensaios de tração A figura 2a apresenta os resultados dos ensaios de tração a quente para as ligas do grupo L com 7% de silício Nela, é possível reconhecer um aumento significativo da resistência térmica após a adição de até 1% de níquel Olimite de escoamento do AISi7NiI ficou aproximadamente 30 MPa acima do verificado na liga AISi7, o que corresponde a um aumento em torno de 70%. Entretanto, um novo aumento do teor de níquel (para 1,5%) não resultou em uma melhora adicional da resistência térmica. A figura 2b apresenta as propriedades mecânicas das ligas com posição próxima ao eutetíco (12% de silício) Neste caso, o acréscimo de níquel também resultou em um aumento significativo da resistência térmica. No entanto, contrariamente às variantes hípoeutétícas. concentrações de níquel superiores a I% resultaram em um outro aumento da resistência térmica. Afigura 2 mostra os valores do limite de escoamento técnico com uma deformação plástica de 0,2%, enquanto a tabela 2 indica os dados do limite de escoamento para dilatações de 0,01 % e 0,05%. A adição de níquel aparentemente leva a um aumento geral do limite de escoamento e do limite de escoamento 0,2%, o que não é apenas[3 ~- )

3 \~ - -.r l. )'" b),; " ":I., "\..,.", ~(..(I ~,~. \.r. JI '.., l J, 'W~" ~,. "\.I,.1t I....:. ~., " " " f.. '. *'. J" I -' I v,.' I { 'I'."\,,,'" \,.lí'" " ~A:~~).. "\.,,;')"'J~:/ Ôf ~ t. '. "t. :. 7i..a.:...- AISi7NiO, ~m--,. Fig. 3 - Micrografia das ligas do grupo I tratadas termicamente (T7). feita em microscópio optico. a) Cristal misto de alumínio-a. b) Si eutético. c) fase Fe(MnJ, d) fases baseadas em níquel. consequência de um endurecimento a frio elevado. Exames da estrutura A figura 3 mostra as imagens das ligas do grupo 1 feitas no microscópio óptico. Nestas micrografias, os seguintes componentes da estrutura são reconhecíveis cristal misto de Al-a (a), silício eutético (b), Fe(Mn) (c) e fases com teores de níquel (d). Aproporção das fases intermetálicas aumentou com a elevação da concentração de níquel As análises das imagens para o registro das fases primárias mostraram que a sua porcentagem volumétrica aumentou em torno de 2% para cada 0,5% de níquel Isso só pode ser atribuído à formação do composto intermetálico Al 3 NLjá que a proporção do silício eutético e das fases com teores de Fe(Mn) são independentes do teor de níquel Com o auxílio do microscópio eletrônico de varredura e das análises espectrográficas feitas com o equipamento de raiosxpor dispersãode energia, foi possível determinar a composição média das fases com teores de níquel. A tabela 3 apresenta a composição do composto intermetálico Al 3 Ni A solubilidade dos elementos residuais (ferro, silício, cobre e manganês) pode ser atribuída aos erros analíticos dentro do contexto da medição via raios Xpor dispersão de energia. Discussão No estado de equilíbrio, o sistema binário alumínio-silício formou um 0,1, , IAISi7Ni1MgO 4MnO 3FeO 41 0,09. f f lf'tuido) F C) 0, f S") _f -!_ A[3N1) - T f AL1f,FeMn3Si 2 ) 0,07 -f f BE A alfesi) M9 2 Sí} '"~ 0, ~.. J!!.-....llJ '" 0,05 '"~ ~ 0,04 0,03 0,02 0, Temperatura eutético à teit.~:;::-:õ.~:õ.:::':õ =~-:'~Ce com 12,6% de seco- -.. D :::..::: ca :.'.gacom 0,4% de terro. ::.::= = :::: :::'él'lganês, 0,1% de cobre e :: -=. ::::: :::::!agnésio,o ponto eutético :0: j:;:~: ::õ.:i" para 13% de silício (calc.i'ado ::;:::. c software Pandatl'3J). A porcentaqem de C:=-5::~ misto de alumínio-a alcançou ;:;~::'::-:ê.s!igas do sistema AlSi7 e 9:: r.as vanantes eutéticas (ver ínser:o de. =:'gura 4) níquel alterou a transformação eutética de tal modo, que a formação do silício eutético e da fase íntermetáãca Al 3 Ni se deu simultaneamente no.ínat da solidificação, resultando em um sistema geometricamente enlaçado de partículas duras. Depois de um ataque químico profundo de AlSi7Ni1.5, foi possível representar o silício eutético e as fases com teor de níquel separadamente, por meio do mapeamento com raios Xpor dispersão de energia, feito no microscópio eletrônico de varredura (figura 5). Quando estes mapeamentos foram sobrepostos, foi possível reconhecer claramente que as fases de silício e do composto intermetálico formaram estruturas entrelaçadas. A microestrutura das ligas consideradas pode ser descrita como sendo bifásica grosseira com duas fases (cristal misto de alumínio-a primário e eutético E). m.. '-.! DO 0.8 0,7.. : 0,8.l!! O,, Qprim=54%-)( es "O O,,.... O. '" e : o O,, {E : O,,..., O 500 esc 700 Temperatura (OC) (DC) Fig. 4 - Teores das fases da liga 3 (AISi7Nil), calculados no equilíbrio ra

4 Apesar do eutético E ser claramente mais duro do que a matriz de alumínio, ele só pode contribuir para a resistência geral quando for possível transferir uma tensão para ele. Isso requer uma rede contínua da fase de reforço(15j,que realmente existe nas ligas examinadas. Até aquelas variantes com teor de silício relativamente baixo (de 7%) e uma porcentagem volumétrica do eutético de 46% formam uma rede contínua da fase eutétíca. a qual é capaz de suportar uma carga maior do que o cristal misto de alumínio-a" que é mais macio. o próprio eutético E consiste em um alumímo-o, eutétíco mais ou menos macio e fases duras dos tipos silício eutético e composto intermetálico (AI 2 Ni).Por este motivo, o eutético E também deve ser considerado um compósito, que é submetido aos mesmos pré-requisitos para a transferência das tensões. Antes de apresentar uma explicação mais precisa da contíquídadet'" da fase de silício eutético e do composto intermetálico Al 3 Ni em função da concentração de níquel, é necessário considerar mais detalhadamente a estabilidade térmica do silício eutético e do composto íntermetáüco. Durante o recozimento de solubilização, ocorre uma conformação mais ou menos acentuada do silícioeutétíco. de acordo com a duração do processo. Isto resulta na alteração da relação dos comprimentos e na perda da interconectividade das partículas de silício A conformação do silício eutético foi tão avançada depois do recozimento de solubilização durante 24h à temperatura de 540 C, que a liga

5 - ---~< _.~-- - I 21 - FUNDiÇÃO e SERViÇOS - DEZ A1Si12 apresentou a mesma resistência que a da variante com apenas I% de silício O caráter do material foi alterado do tipo compósito reforçado com fibras para reforçado com partículas'" 16] Porém, a morfologia da fase íntermetálica Al 3 Nisofreu uma influência relativamente pequena pelo recozimento de solubilização, o que se torna evidente nas imagens da estrutura. O fator decisivo neste caso foi a presença do composto interrnetálico A13Ni,que reduziu consideravelmente a conformação e a perda da interconectividade do silício eutétíco. Os compostos intermetálicos de alumínio e o silícioformaram estruturas 3D entrelaçadas. que não perderam a sua contiguidade mesmo depois de longos tempos de recozimentos' Esta tese de estabilização é reforçada pelo fato do acréscimo de níquel resultar em um aumento da resistência, com deformações plásticas muito pequenas (tabela 2) Este efeito é explicado brevemente da seguinte forma por meio da incorporação de fases duras em uma matriz de alumínio macia (por exemplo, uma fase de silício isolada depois do recozimento de solubilização no cristal misto de alumínio-a), tem-se a formação de uma estrutura que pode ser comparada com a de um compósito. No entanto, o espaçamento entre as partículas em materiais reforçados com elas é muito grande para limitar a liberdade de movimento dos deslocamentos'v' De acordo com Ashby e outros=. em virtude da incorporação de fases secundárias duras, o endurecimento da matriz ocorre apenas quando se alcança um determinado grau de deformação plástica como, por exemplo, Tab. 4 - Teor do composto intermetãlico AI 3 Ni na fase eutética. O teor de silício no eutético em 11,7%, Ni (%1 7% de Si (teor no 12% de Si (teor no 13% de Si (teor no eutético: 0,461 eutético: 0,911 eutético: 11

6 Fig. 5 - Micrografias da liga 4 (AlSi7Nil,5) após um ataque profundo, feitas em microscópio eletrónico de varredura. a} Sem mapeamento, b} com mapeamento do silício, c} com mapeamento do níquel; d} com mapeamento do silício e do níquel. de 0,2% Esta deformação resulta em deslocamentos geometricamente necessários, que compensam os gradientes de tensão e possibilitam uma deformação compatível para ambas as fases l18j Uma comparação dos valores de Rpo.OJ'RPO.05e RpO.2(tabela 2), porém, mostra que mesmo com um alongamento à ruptura muito pequeno, tem-se um endurecimento significativo em razão do níquel. Por este motivo, o aumento da resistência observado não pode ser explicado como sendo consequência da formação de deslocamentos geometricamente necessários (aumento da densidade de deslocamento e do limite de escoamento resultante). O endurecimento pode ser atribuído à transferência das tensões, em função da contiguidade aprimorada da fase de silício eutético e do composto intermetálico Al 3 Ni. uma fase dura (H) depende fortemente de sua porcentagem volumétrica (VH) Os autores definem uma fração volumétrica mínima VH, G1 a qual é determinada pela forma e pela disposição da fase de reforço. Com o silício eutético abaixo desta fração, não existe mais nenhuma conec- tividade (C""" C _=2:;:;0:S de alcançar um valor limite s:.::;:;e:-:.c:-\2), a fase fica completame-re =~erligada e a contiguidade é gélar:=da. Um aumento adicional da porcentapem volumétríca da fase dura VHnão exerce qualquer influência significativa sobre a melhora da contiguidade (ügura 6). A porcentagem de silício na fase eutética permaneceu constante em 1L7%, o que parece ser suficiente para a obtenção da ligação contínua do silício eutético no estado bruto de fundição. Entretanto, durante o recozimento de solubilização, o silício eutético é conformado e a sua forma é alterada de acicular interligada para esférica isolada. Desta maneira, a fração VH G1 é deslocada no sentido de valores mais altos. Na presença do composto intermetálico Al 3 Nitêm-se dois efeitos importantes: a porcentagem volumétrica das fases duras aumenta a conformação do silício eutético é impedida Por estes motivos, a contiguidade é aprimorada Conforme mencionado, a adição de até 1% de níquel resulta em uma melhora significativa da resistência térmica. Olimite de escoamento da liga 1 L ~"" I I Ü ai "O :Q '" :J Ol E o o Contiguidade da fase de silício dentro do eutético Volume, VH De acordo com a referência bibliográfica 19, a contiguidade (CH)de Fig. 6 - Influência do teor das fases endurecidas no eutético sobre a resistência e a contiguidade [3

7 AlSi7, isenta de níquel, pode ser aumentado em aproximadamente 30 MPa (70%). Um outro aumento da concentração deste elemento, para L5%, não acarreta em um incremento adicional da resistência. No caso da liga AlSi12, a adição de 1% de níquel possibilitou um aumento da resistência de 15 MPa, enquanto o limite de escoamento e a resistência à tração aumentaram 20 MPa. Neste caso, a elevação da concentração de níquel para 2% resultou em um outro melhoramento da resistência, contrariamente à liga AlSi7. Dependendo da proporção da fase eutética na liga, urna quantidade maior ou menor de níquel é necessária para a restauração da contiguidade. Como software Pandat'". foi possível determinar o teor do composto intermetálico Al 3 Ni dentro da rede eutética E. Para urna concentração de silício de 13% (100% de fase eutética para as ligas examinadas), foi realizada urna variação sistemática do teor de níquel de 0,5% até 3%. Os resultados reunidos na tabela 4 servem corno base para o cálculo da proporção eutética nas ligas AlSi7 e AlSi12. Os valores para o caso de 13% de silício devem ser reduzidos para a proporção eutética da respectiva liga (46% para a AlSi % para a AlSiI2). A porcentagem do composto íntermetálico A1 3 Nino eutético aumenta linearmente corno teor crescente de níquel. Entretanto, os valores absolutos variam fortemente em dependência da quantidade da fase eutética na liga. Um por cento de níquel na liga AlSi7 corresponde a urna fração do composto intermetálico A1 3 Ni de 4,04%, enquanto a mesma concentração na liga AlSi12 resulta em um valor de 2,07%. Isso coincide bem com as análises das imagens apresentadas no subtítulo Resultados. Com relação à ideia de urna rede interligada de fases duras, é necessário adicionar os valores da tabela 4 aos 1L7% de silícioda fase eutética, o que resulta na grandeza VH Quando a porcentagem volumétrica total de fases duras alcança o valor VH G1, é possível efetuar urna transferência das tensões para a rede eutética. Urna ultrapassagem do valor do limite superior de VHG2 não resulta em melhoras adicionais da contiguidade, enquanto a resistência permanece inalterada. Para a ligaalsi7, este limitefoialcançado aparentemente com urna concentração de níquel de 1%, o que resultou o.. = G

8 Nesta equação, Cí M define a tensão atuante na matriz macia, enquanto Cí HCdescreve a tensão que age no volume de contiguidade. Com um valor predeterminado para CH, em dependência da temperatura e da duração do tratamento térmico, a porcentagem volumétrica da fase eutética é a grandeza que influencia decisivamente a resistência. Ela assume quase o dobro do valor na liga AlSi12 em relação à liga AlSi7, motivo pelo qual a resistência da liga AlSi12 fica significativamente acima da liga hipoeutética. Conclusões o níquel aumenta a resistência térmica das ligas fundidas de alumínio-silício, graças à estabilização da contiguidade da rede eutética de silício. Isso pode ser alcançado com o aumento da porcentagem volumétrica das partículas duras VHna fase eutética. A ultrapassagem do limite superior VH G2 não resulta em melhoras adicionais da interconectividade, enquanto a resistência permanece inalterada. No caso da liga AlSi7, um acréscimo de 1% de níquel pode assegurar a contiguidade. A liga A1Si12, por outro lado, apresenta um aumento linear da resistência, com uma concentração crescente de níquel de até 2%. Com um valor predeterminado da contiguidade CH, em dependência da temperatura e da duração do tratamento térmico, a porcentagem volumétrica da fase eutética é a grandeza que influencia decisivamente a resistência. Por este motivo, a resistência da liga A1Si12 é significativamente superior à da liga hipoeutética com 7% de silício Q I] Mater. Sei. Forum (2003). S ] Mater, Sei. Forum (2006). S ] Giesserei (2001) n 88, S ] Mater. Lett. 62 (2008). S ] Intermetallies 17 (2009). S ] Intermetallies 18 (2009). S ] Mater. Sei. Eng. A 527 (2010). S ] Mater, Sei. Eng. A 527 (2010). S ] Klan, S.: Beitrag zur Evolution von Aluminium- Gusslegierungen für warmfeste Anwendungen. Fakultàt íür Werkstoffwissenschaft und Werkstoffteehnologie der teehnisehen Universítát Bergakademie Freiberg, Freiberg, to] Giesserei (2004) n? 91. S ] Aeta Mater, 57 (2009). S ] Zolotorevsky. v S, Belov. N. A.; Glazoff. M. V Casting Aluminum AI/oys. Oxford: Elsevier ] Pandat Software, PanAI9 database; 14] Mondolfo, L. F: Aluminum al/oys - Structure and properties. London: Butterworths ] Mater, Sei. Eng. 33 (1978), S ] Aeta Mater, 55 (2007). S ] Aeta Mater. 48 (2000). S ] Philos. Mag. 21 (1970), S ] Metallkunde/lnt. J Mal. Res. 73 (1982), S