EFEITO DA TAXA DE SOLIDIFICAÇÃO NA MICROESTRUTURA DAS LIGAS Al-Si. Escola Politécnica da Pontifícia Universidade Católica do Rio Grande do Sul 2

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1 EFEITO DA TAXA DE SOLIDIFICAÇÃO NA MICROESTRUTURA DAS LIGAS Al-Si M.T. Dorneles 1, G.R. Siqueira 1, R.M. Holtz 1, C.R.F. Ferreira 2, B.A. Dedavid 2 1 Escola Politécnica da Pontifícia Universidade Católica do Rio Grande do Sul 2 Laboratório de Fundição- Universidade Federal do Rio Grande do Sul Av. Ipiranga, P. Alegre-RS-CEP Prédio 30-sala 111 Matheus.thedy@acad.pucrs.br RESUMO Este trabalho analisa a evolução da microestrutura das ligas de alumínio contendo 4, 7, 9 e 12% silício, sem nucleantes e modificadores, em função da taxa de solidificação. As ligas foram solidificadas em um copo padrão de análise térmica e num molde metálico com seis cavidades cilíndricas, instrumentadas com termopares. Amostras retiradas de cada cavidade foram analisadas por microscopia óptica e eletrônica de varredura. Foram observados pequenos precipitados poligonais de Si junto aos precipitados eutéticos, para taxas de resfriamento superiores a 20 C/s, somente nas amostras contendo Al9%Si. Conforme a taxa de resfriamento aumenta, a morfologia fase β- Al5FeSi passa de agulha para escrita chinesa. Fases interdendríticas com formatos mais alongados e agulhas β só foram observadas nas ligas com 9 e 12% de silício para taxas menores de 42 C/s. Impurezas com ferro e manganês também influenciaram a morfologia da fase β-alfesi e da α - Al15Fe3Si2. Palavras-chaves: Solidificação, alumínio-silício, análise térmica, agulhas β- AlFeSi INTRODUÇÃO A maioria das peças automotivas em alumínio são produzidas por fundição, sendo este provavelmente um dos campos mais dinâmicos dentro da fabricação e da engenharia. Vários processos de fundição competem entre si para alcançar valores econômicos e tecnológicos mais rentáveis e menos poluentes. Entretanto, as propriedades finais e o desempenho em-serviço dos 5976

2 fundidos estão relacionados à composição da liga e a sua microestrutura, que por sua vez é resultante dos parâmetros do processo de fundição utilizado (1) ( 2). A maioria das ligas de fundição mais utilizadas são do sistema ABNT 3XX.X (Al-Si-Mg e Al-Si-Cu-Mg) e o restante do sistema ABNT 4XX.X, que possui o silício como principal elemento de liga (2) (3). As vantagens associadas as ligas alumínio-silício para fundição são bastante conhecidas (3). O silício confere ao alumínio elevada fundibilidade e melhorias nas propriedades mecânicas. Atualmente existem poucas restrições sobre qual o processo de fundição é o mais adequado para cada uma das ligas alumínio silício (1), (3), (4), (5). Por outro lado, a fundibilidade e as propriedades dessas ligas são fortemente afetadas pela inevitável introdução de impurezas advinda do ferramental utilizados nos processos de fusão e moldagem. O problema se agrava cada vez mais, devido à alta reciclabilidade do alumínio (5). Dependendo do processo de fundição e da liga, quantidades pequenas de ferro são adicionadas intencionalmente. Para as ligas Al-Cu-Ni o ferro é adicionado para aumentar a resistência do material em altas temperaturas (5). Outro exemplo, é adição de ferro para minimizar a adesão das peças de alumínio ao molde nos processos die casting. Entretanto, para a maioria das ligas Al-Si os efeitos deletérios do ferro superam seus benefícios (6). O ferro é a impureza mais comum nas ligas Al-Si, a mais difícil de ser removida e aquela cujos efeitos são adversos à ductilidade e a resistência a fluência do material (7). A solubilidade sólida do ferro no alumínio é muito baixa, por isso a maior parte do ferro precipita na forma de compostos intermetálicos, cuja natureza depende de outras impurezas presentes (5) (7) (8). Existe uma grande variedade de partículas base-alfesi descritas pela literatura. Isso inclui grandes ou pequenas agulhas e plaquetas, morfologias tipo escrita chinesa, formas globulares, esferoidais, tipo - roseta, poliedral, estrelada, aglomerados e (5-10) outras formações indefinidas. Entretanto, para ligas de fundição hipoeutéticas Al-Si, as principais morfologias são: cristais poliédricos, escrita chinesa, agulhas ou plaquetas afinadas. Essas fases são dominantes quando baixas taxas de resfriamento estão presentes durante a solidificação. As mais comuns dessas fases são a β-al5fesi (na forma de plaquetas e/ou agulhas) e a α-al15fe3si2 (na forma de escrita chinesa e/ou cristais poliedrais). Contudo, para 5977

3 taxas elevadas de resfriamento, na solidificação rápida, fases metaestáveis como Al6Fe (ortorrômbica) e a α-al20fe5si2 (cubica) foram observadas por vários pesquisadores, conforme relata Mbuya (5) e colaboradores. A quantidade, tamanho e morfologia das fases intermetálicas Al-Si-Fe dependem, além do ferro, do tipo e da quantidade de impurezas presentes na liga (7) (8). O manganês como impureza também é capaz de alterar a morfologia das fases ricas em ferro. As plaquetas mudam para os formatos quase-cúbico ou globulares, com um balaço adequado de Fe/Mn, melhorando a resistência à tração, o alongamento e a ductilidade das peças em Al-Si (4) (5). As fases Al15Mn3Si2 e Al15(Fe,Mn)3Si2 aparecem na microestrutura sempre que o manganês e o ferro estiverem presentes nas ligas Al-Si, mesmo como impurezas (7) (10) (12). Backerud (9) e colaboradores mostram claramente que o tipo de morfologia das fases ricas em ferro, não só dependem da composição das ligas Al-Si, mas também da taxa na qual ocorre a solidificação. Outros autores relataram que, quando o nível ferro na liga aumenta ou a taxa de solidificação diminui, ou ambos, o comprimento das plaquetas β- Al5FeSi também aumenta e seus efeitos de fragilização do material também. Reduzir o teor de ferro na liga e/ou aumentar a taxa de solidificação podem, portanto, controlar a quantidade e o tamanho das plaquetas. Mbuya (6) e colaboradores relatam que para teores de Fe maiores ( 1.6%) geralmente ocorre a formação de agulha β- Al5FeSi, enquanto que baixo teor de Fe ( 0.7%) favorecem morfologias de escrita poliedral ou chinesa. Além disso, altas taxas de resfriamento também favorecem a formação da fase α - Al15Fe3Si2 (na foram de escrita chinesa) ao invés das agulhas Al5FeSi. Este comportamento é atribuído a diminuição do espaçamento do braço dendrítico que ocorre com aumento da taxa de resfriamento, uma vez que as β-plaquetas se formam principalmente nesses espaços (4) (12). É conhecido que cada microestrutura responde aos esforços mecânicos de maneira distinta. Assim, o objetivo este trabalho foi analisar o comportamento microestrutural de algumas ligas binárias, hipoeutéticas Al-Si, solidificadas com taxas distintas de resfriamento, para buscar entendimento sobre o controle das fases que influenciam na resistência mecânica dessas ligas. 5978

4 MATERIAIS E MÉTODOS Na presente pesquisa, ligas de alumínio contendo 4, 7, 9 e 12% silício, com baixos teores de ferro, sem nucleantes e modificadores foram selecionadas e preparadas para a análise térmica, conforme mostram as análises realizadas por espectroscopia óptica (EMO) na tabela 1. As ligas Al4%Si e Al9%Si foram preparadas a partir dos seguintes lingotes: ABNT1060, Al4%Si e Al12%Si. Elemento % em peso Tabela 1- Composição das ligas Al-Si em % peso. Si Fe Cu Mn Mg Cr Ni Zn Ti Al4%Si 3,97 0,355 0,151 0,0867 0,0107 0,0075 0,0085 0,0830 0,0214 Al7%Si 6,63 0,261 0,0101 0,0019 0,0020 0,0014 0,0035 0,123 0,0178 Al9%Si 9,33 0,684 0,364 0,228 0,0228 0,0188 0,0125 0,192 0,0270 Al12%Si 12,39 0,919 0,471 0,259 0,0352 0,0209 0,0162 0,246 0,0328 Para a análise térmica, as amostras foram refundidas e solidificadas em um copo padrão (tec-tip) e num molde metálico escalonado. O molde metálico possui seis cavidades com diferentes volumes internos: 6.597,3 mm 3 ; 2.269,8 mm 3 ; 1.539,3 mm 3 ; 950,3 mm 3 ; 196,3 mm 3 e 78,5 mm 3. Seis termopares tipo K (Ni-Cr-Ni) de alta sensibilidade, com 0,508 mm de diâmetro e pontas descascadas foram inseridos em cada uma das cavidades pela parede externa do molde. Os dados temperatura x tempo foram adquiridos em um sistema modular A/D da National Instruments com o auxílio do software Labview 5.0. Para cada composição de silício foram realizados dois experimentos, um utilizando o copo padrão (tec-tip) e outro utilizando o molde metálico escalonado. Nos experimentos com o copo padrão as temperaturas de vazamento foram padronizadas em 10% acima da temperatura liquidus. Entretanto, devido as altas taxas envolvidas nos experimentos com o molde escalonado, as temperaturas de vazamento utilizadas foram de 25% acima da linha líquidus. Mesmo assim, somente para as duas maiores cavidades puderam ser registrados o ponto liquidus, a taxa de resfriamento no líquido, o início e o final da solidificação. Para as cavidades restantes a taxa de resfriamento na fase liquida foram calculadas 5979

5 com a equação de Chvorinov (11). O conjunto utilizado neste experimento é detalhado em um artigo anterior (12). O método Newtoniano utilizado neste trabalho é o mais simples para análise térmica, pois basta apenas um termopar imerso no seio do líquido. Neste método assume-se que os gradientes térmicos internos na amostra são nulos e que a transferência de calor ocorre somente por convecção, a uma temperatura constante (13). Para correlacionar os parâmetros de análise térmica com a microestrutura da liga, as amostras foram cortadas e analisadas na região próxima aos termopares. Para as análises metalográficas foram empregados o método convencional para a preparação das amostras o reagente de Tucker (HCl - 45ml, HF - 15ml, HNO3-15ml, H2O - 25ml) para o ataque químico (10). A análise microestrutural foi realizada com auxílio de um microscópio ótico (Olympus BH2) e do microscópio eletrônico de varredura - FEG Inspect F50 - FEI. A composição das fases e a microanálise foi obtida por Espectroscopia de Energia Dispersiva (EDS) com o detector EDAX Apollo X-SDD METEX. RESULTADOS E DISCUSSÃO As taxas de resfriamento para cada volume do molde escalonado, para a liga Al-9%Si foram as seguintes: 810*, 137*, 75*, 42*, 32 e 24 C/s As duas taxas de resfriamento mais baixas foram retiradas das curvas de resfriamento mostradas na figura 1(a) e (b) e o restante foi calculado com a regra de Chvorinov (*) (11). Para o cálculo das taxas foi considerando que os dados sobre a liga (densidade, calor latente na solidificação), e do molde (difusividade térmica do molde) permaneçam constate para cada liga e sem superaquecimento (11). A taxa média para o copo padrão, retirada da curva de resfriamento, figura 1 (c) e (d), para liga Al9%Si, foi de 1,2 C/s no líquido. A tabela 2 apresenta um resumo da análise das curvas de resfriamento para as ligas de alumínio com 4%,7%, 9% e 12% de silício, solidificadas no copo padrão. Onde Tv é a temperatura de máxima sentida pelo termopar quando do vazamento; 0 - corresponde ao início da solidificação, onde a temperatura liquidus é igual a temperatura de nucleação (TL =TN) e ao início do crescimento 5980

6 dendrítico Al-α; 1- é a temperatura de super resfriamento máximo, TU MAX; 2- temperatura na qual se inicia o crescimento dendrítico estável de Al-α (Tce); 3- corresponde a temperatura de solidificação da fase eutética primária Si+Al-α+ Al5FeSi, (TNeu); 4- corresponde ao super resfriamento eutético máximo TeuUmax; 5- Crescimento eutético estável, Tceue ; e, 6 o final da solidificação, (TS) Temperatura ( 0 C) Temperatura ( 0 C) tempo (s) tempo (s) a) b) Temperatura ( 0 C) TecTip Al-9%Si Temperatura ( 0 C) TecTip Al-9%Si tempo (s) tempo (s) - Figura 1- Curvas temperatura ( C) x Tempo (s) para a liga Al9%Si solidificada no molde metálico escalonado (a), e no copo padrão (c). os gráficos (b)e (d) mostram detalhes das curvas (a) e (c) respectivamente. Observe que para a liga eutética Al12%Si a temperatura líquidus coincide com a temperatura de solidificação eutética, como esperado. O super resfriamento eutético nas ligas aumenta com o decréscimo do silício, uma vez que tempos menos átomos de silício para provocar a nucleação. Outro dado interessante são os valores obtidos para a taxa de resfriamento na zona pastosa. 5981

7 Note que para quantidades menores de silício, 7 e 4%, as taxas foram muito mais baixas quando comparadas com as taxas para 12 e 7% silício, pois a zona pastosa ( α+liquido) é menor para composições perto do eutético. Assim, os dados obtidos com análise térmica mostram-se coerentes com o esperado para ligas Al-Si. Tabela 2- Análise das curvas de resfriamento para as ligas Al4%Si; Al7%Si; Número e/ou descrição do evento Vazamento Tv e tempo inicial 0 - Início da solidificação, 1 Super resfriamento 2 Crescimento dendrítico 3 - Solidificação eutética 4 Super resfriamento eutético 5 Crescimento eutético 6 Final da solidificação Taxa de resfriamento na zona pastosa Al9%Si e Al12%Si. TecTip Al12%Si TecTip Al9%Si TecTip Al7%Si TecTip Al4%Si tempo (s) T ( 0 C) tempo (s) T ( 0 C) tempo (s) T ( 0 C) tempo (s) T ( 0 C) 84, , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , C/s 12 0 C/s 0,5 0 C/s 2,5 0 C/s A figura 2 mostra a micrografia óptica das ligas com aumento padrão de 200 x para molde escalonado, para primeira e a última bacias. Na primeira bacia a solidificação foi realizada com taxas bem elevadas, próximas a 10 3 C/s, enquanto na última bacia a taxa ficou próxima a 20 C/s. As imagens da figura 2 mostram a evolução da microestrutura para duas taxas de resfriamento, onde se observa que o tamanho das dendrítas diminuim como o aumento da concentração de silício, enquanto ocorre o aumento das fases interdendríticas. Nota-se, também, que o aumento da taxa de resfriamento diminui o grão dendrítico, assim como o espaçamento interdendrítico, como relatado por, Farina (12), Darvishi (6), Mbuya (5) e colaboradores para ligas ternárias e binárias Al-Si. 5982

8 4%Si Bacia 1 Bacia 6 9%Si 12%S i Figura 2- micrografia ótica de amostras de alumínio com 4%, 9% e 12% de silício, solidificadas em um molde escalonado, para taxas de resfriamento aproximadas de 10 3 C/s na bacia1 e 20 C/s na bacia 6. Pequenos cristais de silício poliedral, menores que 10 µm, foram encontrados apenas na liga Al9%Si solidificada na bacia 6 ( 20 C/s). Para a liga Al12%Si cristais de silício foram encontrados na microestrutura para taxas de resfriamento iguais ou menores que aproximadamente 42 C/s, na bacia 4. Ligas A12%Si solidificada rapidamente ( 10 3 C/s) apresentam apenas particulados interdendrítico da fase α-al20fe5si. As fases interdendríticas com formato mais alongado e agulhas β- Al5FeSi só foram observadas nas ligas com 5983

9 9 e 12% de silício solidificada com taxas menores que 42 C/s. A liga Al4%Si com a menor quantidade de ferro (0,36% em massa) mostra a fase β-alfesi na morfologia escrita chinesa e paletes, mesmo a solidificadas na bacia 6 ( 20 C/s), conforme ilustra a figura 3. Al4%Si - Si Kα- bacia 1 Fe Kα - bacia 1 Al4%Si - Si Kα- bacia 6 Fe Kα - bacia 6 Figura 3- Mapa por EDS ressaltando o silício e o ferro na liga Al4%Si solidificada no molde escalonado, na bacia 1 e na bacia 6. Para a liga Al12%Si com a maior quantidade de ferro (0,92% em massa) observou-se que a morfologia do precipitado β-alfesi muda de agulha para poligonal a partir da taxa de 75K/s, levando em conta que razão ferro/manganês 5984

10 é bastante alto, isto é maior que 3,5 o que facilitaria a formação da fase com morfologia escrita chinesa α- Al15(Fe,Mn)3Si2. CONCLUSÃO As curvas de resfriamentos mostraram a evolução do patamar eutético para cada taxa obtida com o molde escalonado. Para taxas maiores que 75 K/s não foi possível obter informações sobre a formação da fase β-alfesi, através da análise térmica. Por outro lado, conclui-se que a transferência de calor e massa durante a solidificação irá impor as condições que determinarão à morfologia de crescimento das fases e a formação da microestrutura do material. Para ligas binárias Al-Si, as quais não respondem aos tratamentos térmicos de precipitação, taxas elevadas de extração de calor favorecem a homogeneidade da microestrutura e transformação da fase β- agulha para β e α- escrita chinesa. AGRADECIMENTOS Os autores agradecem ao CNPq, a CAPES e a PUCRS pelo apoio financeiro REFERÊNCIAS [1] BONOLLO, F.; URBAN, J.; BONATTO, B.; BOTTER, M. Gravity and low pressure die casting of aluminium alloys: a technical and economical benchmark. La Metallurgia Italiana, v.6, p.26-32, [2] AA ALUMINIUM ASSOICIATION (Drivealuminum website) Aluminum content growth in North American light vehicles 2016 to Jully 31, Disponível em Acessado em 03/04/2018. [3] CAMPBELL, J. Casting. Oxford: Elsevier Science ltd., [4] WARMUZEK, M. Aluminum-Silicon Casting Alloys Atlas of Microfractographs. Ohio: ASM International, [5] MBUYA, T.O.; ODERA, B.O.; MG ANG A, S.P. Influence of iron on castability and properties of aluminium silicon alloys: literature review. Inter. J. of cast Metals Research, v.16, n.5,

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12 EFFECT OF THE SOLIDIFICATION RATE IN THE MICROSTRUCTURE OF Al-Si ALLOYS ABSTRACT This work analyzes the evolution of the microstructure of aluminum alloys containing 4, 7, 9 and 12% silicon, without nucleants and modifiers, as a function of the solidification rate. The alloys were solidified in a standard coup of thermal analysis and in a metal mold with six cylindrical wells, instrumented with thermocouples. Samples taken from each well were analyzed by light microscopy and scanning electron microscopy. Small polygonal precipitates of Si were observed along with the eutectic precipitates, for cooling rates above 20 C / s, only in samples containing Al9% Si. As the cooling rate increases, the β-al5fesi phase morphology goes from needle to Chinese script. Interdendritic phases with more elongated shapes and needles were only observed in alloys with 9 and 12% silicon at rates lower than 42 C / s. Impurities with iron and manganese also influenced the morphology of the α-alfesi and α-al15fe3si2 phases. Keywords: Solidification, aluminum-silicon, thermal analysis, AlFeSi phases 5987