CARACTERIZAÇÃO DA LIGA DE ALUMÍNIO A356 SOLIDIFICADA RAPIDAMENTE POR CENTRIFUGAÇÃO E FUNDIDA EM AREIA

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1 CARACTERIZAÇÃO DA LIGA DE ALUMÍNIO A356 SOLIDIFICADA RAPIDAMENTE POR CENTRIFUGAÇÃO E FUNDIDA EM AREIA M.M. Peres, C. P. Pinto, C.T. Rios, C.S. Kiminami, W.J. Botta F o, C. Bolfarini Departamento de Engenharia de Materiais, Universidade Federal de São Carlos Caixa Postal 676, São Carlos SP, Brasil cbolfa@iris.ufscar.br RESUMO O objetivo do presente trabalho foi caracterizar a microestrutura e propriedades mecânicas resultantes da liga A356 preparada por solidificação rápida e por fundição em molde de areia, na condição não modificada e modificada com Sr. A elevada taxa de resfriamento durante a solidificação rápida por centrifugação promoveu uma microestrutura dendrítica bastante refinada com espaçamento secundário de ~3,3 µm. A região interdendrítica é constituída por uma microestrutura eutética irregular (Al-α)-Si na liga não modificada e de eutética fibrosa na liga modificada, sendo também identificadas as fases intermetálicas Mg 2 Si e Al 8 Mg 8 Si 6 Cu 2. Análises de DSC mostraram que as temperaturas de transformação sólido/líquido e do eutético na liga modificada foram ligeiramente menores que na liga não-modificada. Amostras solidificadas rapidamente apresentaram uma dureza de ~1,5 superior que as fundidas em areia, isso devido ao refinamento microestrutural. Entretanto, por ensaio de compressão as melhorias em relação ao limite de escoamento não foram significativas. Palavras-Chaves: Liga de alumínio A356, fundição, solidificação rápida, microestrutura. INTRODUÇÃO Ligas do sistema Al-Si são as mais importantes entre as ligas fundidas de alumínio principalmente devido a sua alta fluidez, baixa contração nos fundidos, elevada resistência à corrosão, boa soldabilidade (1). As ligas de alumínio com 5-% de Si (% em peso) são as mais comuns e as mais usadas na indústria e caracterizam-se por apresentar uma fase primária de alumínio ou de silício e de uma estrutura eutética composta por esses 2 elementos. Dependendo da quantidade de Si, as ligas podem ser divididas em: hipereutéticas, eutéticas e hipoeutéticas. Sendo que as ligas hipoeutéticas são formadas por uma fase primária de Al com morfologia dendrítica constituídas por ramos secundários, terciários e até de maior ordem. Os vazios entre esses ramos dendríticos são preenchidos por fases intermetálicas e por uma estrutura eutética (2). A estrutura eutética no estado não modificado exibe a fase Si com morfologia acicular na forma de grandes plaquetas. No entanto, essa morfologia pode ser controlada em seu crescimento através de modificadores (Na, Sr) que permitem um refino da estrutura eutética e pode melhorar a ductilidade das peças fundidas. A adição de modificadores diminui a temperatura de nucleação e de crescimento na interface sólido/líquido, devido ao refino da estrutura eutética, o que força à fase Si a adotar uma morfologia fibrosa e irregular (3). Por outro lado, um refino da estrutura das ligas metálicas também é obtido usando elevadas taxas de resfriamento através de processos de solidificação rápida, tais como o melt spinning, onde podem ser conseguidas taxas de resfriamento na ordem de K/s, contrário aos fundidos convencionalmente onde são conseguidas taxas na ordem de 1-2 a 1 2 K/s (4). Ligas solidificadas rapidamente caracterizam-se por apresentar estruturas refinadas, homogêneas sem segregações, fases em estado metaestável ou amorfo, o que os torna materiais interessantes com excelentes combinações de propriedades físicas e mecânicas. Entre as ligas comercias do sistema Al-Si, destacam-se as ligas A356 (Al-7Si-,3Mg), mais especificamente a A356.2, por apresentar baixas quantidades de impurezas e formar baixas quantidades de fases intermetálicas. Essas ligas têm sido utilizadas em muitas aplicações da engenharia elétrica, marinha, automotiva e aeroespacial (5). Isso devido a sua boa fluidez, elevada relação resistência/peso e baixo custo (6). O 23

2 objetivo do presente trabalho é analisar a microestrutura e propriedades mecânicas da liga de alumínio A356.2 processadas por fundição em areia e por solidificação rápida. Além disso, é estudado o efeito do modificador Sr. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL No presente trabalho, a liga A356.2 foi analisada no estado não modificado e modificado com Sr, através de fundição por gravidade em areia e por solidificação rápida. A composição nominal das duas ligas é observada na tabela 1. Nos experimentos de fundição por gravidade, as duas ligas foram fundidas em um forno por indução INDUCTOTHERM. Antes do vazamento, as ligas foram desgaseificadas com hexacloroetano e logo vazadas à ~7 o C em moldes de areia. Nos experimentos de solidificação rápida as amostras foram processadas por fundição por centrifugação adaptada a um equipamento melt spinning, tal como é observada na figura 1. Tal equipamento consiste de uma câmara com sistemas: de aquecimento indutivo, de vácuo e injeção de argônio, de refrigeração, de deslocamento vertical do cadinho de quartzo e de pirômetro óptico. A unidade de centrifugação é constituída por um sistema de transferência de giro e de uma roda de coquilha de cobre. Durante o processamento, o vazamento das ligas (injeção do metal líquido) foi efetuado à temperatura de 8 o C, com velocidade de giro da roda de 22 m/s e uma diferença de pressão de mbar entre o reservatório de argônio e a câmara. Os lingotes resultantes da solidificação rápida são observados na figura 2. Tabela 1. Composição nominal da liga A356.2 em porcentagem em peso (% w). Liga A356.2 Si Mg Mn Fe Sr Cu Não Modificado 6,71,26,1,4,,2 Modificado 6,64,26,1,4,1,2 cadinho bobina de indução Liga A356.2: não-modificada Liga A356.2 : modificada coquilha de cobre Câmara do melt spinning Figura 1. Equipamento do melt spinning para fundição por centrifugação em coquilha de Cu. Figura 2. Lingotes obtidos através da fundição por centrifugação (solidificação rápida). A amostras processadas por fundição em areia e por solidificação rápida foram caracterizadas por calorimetria diferencial de varredura (DSC) em taxa de aquecimento e resfriamento de 1 o C/min, por microscopia óptica e eletrônica de varredura (MEV/EDS), por ensaios de microdureza Vickers, com carga de gf aplicada por 15s e por ensaios de compressão segundo a norma ASTM E 9-89a, à temperatura ambiente e velocidade de compressão de,5mm/min. Foram usados corpos de prova retangulares de 3,85x3,85x9, mm, sendo as superfícies lixadas até a grana 1. Os valores de microdureza foram calculados segundo a equação: H V = 1854,4P/a 2 (kgf/mm 2 ), onde P é a carga em gramas-força, e a é o comprimento das diagonais em µm. RESULTADOS E DISCUSSÕES As curvas de aquecimento e resfriamento em taxa de 1 o C/min das amostras não modificada e modificada da liga A356.2 são mostradas na figura 3. Na figura 3b, o inicio da solidificação durante o resfriamento da liga modificada ocorreu à temperatura de 69 o C, já na liga não- modificada ocorreu em 612,5 o C, superior em 3,5 o C que liga modificada e 6 o C a mais que no tr abalho de Jeng e Chen (5). 231

3 No entanto, a reação eutética na liga modificada começou na temperatura de ~56 o C e na liga não modificada em 568 o C. Essas temperaturas foram aproximadamente 17 e 9 o C abaixo da temperatura no estado de equilíbrio (7) e possivelme nte foram causadas por super-resfriamento. Tal fenômeno, geralmente apresenta-se na solidificação de ligas e são influenciados por fatores como a composição química, presença de impurezas e às taxas envolvidas durante a solidificação. O maior superresfriamento na liga modificada tanto na temperatura líquidus como na temperatura eutética possivelmente se deve ao efeito do Sr. Segundo Bäckerud et al. (8) os mecanismos de nucleação e crescimento dos cristais de Si eutético são afetados pela adição de modificadores e as temperaturas de transformação podem ser diminuídas por cerca de 12 o C, respectivamente, em relação a materiais não modificados. É observada na curva de aquecimento (Fig. 3a) da liga modificada que existe maior segregação de impurezas que na liga não-modificada. Isso, devido à existência de um pico de transformação sólido/líquido na temperatura de 553 o C e possivelmente corresponda á dissolução de fases do eutético complexo: Al + Si + Mg 2 Si + Al 8 Si 6 Mg 3 Fe L (8). 11 Curvas de Aquecimento A356+Sr (nodificada) A356 (não modificada) 15 Curvas de Resfriamento A356+Sr (Modificada) A356 (não modificada) Tempo (min) DSC (mv) Tempo (min) 95 - DSC (µv) Temperatura ( o C) Temperatura ( o C) Figura 3. Curvas de DSC de aquecimento, e de resfriamento, obtidas em taxa de 1 o C/min. A figura 4a mostra uma microestrutura representativa da liga não-modificada solidificada em areia. Observa-se na figura 4b dendritas da fase primária α-al e o eutético binário Al-Si entre os ramos dendríticos. Neste caso, a estrutura eutética apresenta-se com estrutura anômala ou irregular (9) e é classificado dentro do grupo facetado/não-facetado, devido a não apresentar arranjo ordenado das fases e as mesmas, em geral, exibem diferentes taxas de crescimento. Devido à elevada entropia de fusão da fase facetada, o Si nucleia e cresce no líquido antes que o Al inicie a solidificação no eutético. Os cristais de Si, diferentemente da maioria dos metais, exibem um crescimento anisotrópico pronunciado na interface sólido/líquido, através da formação de maclas entre os planos {111} tais que os planos de maclação se alinham paralelamente à direção <211>, que é a direção preferencial de crescimento (1). A resultante microestrutural da liga modificada com Sr é observada na Figura 5. Observa-se na figura 5b, a região interdendrítica ocupada por uma estrutura eutética do tipo fibrosa com presença de estruturas complexas de Si (região A) diferente da liga não modificada. A mudança na morfologia de acicular para fibrosa possivelmente se deve à redução da tensão superficial do alumínio o que conduz a uma mudança na energia superficial interfacial entre o Al e o Si, o que pode influenciar tanto na nucleação como no processo de crescimento. De acordo com Magnim et al. (1), uma das funções dos modificadores é dificultar a etapa de crescimento do Si pelo mecanismo de maclação. Indicando que átomos de Sr no líquido são seletivamente adsorvidos nos entalhes das maclas o que reduz a taxa de aderência dos átomos de Si nesses locais de crescimento, suprimindo, assim a formação de plaquetas de Si primário (1). Por outro lado, a figura 5c mostra fases intermetálicas com morfologia escrita-chinesa. A composição da fase peritética π-al 8 Si 6 Mg 3 Fe (47,3Al, 18,8Mg, 28,5Si e 5,4Fe em % 232

4 at.) foi determinada através de EDS. Tal fase foi observada em maior proporção que a fase Mg 2 Si e geralmente foram encontradas próximos à base dos ramos dendríticos e no interior das dendritas. Figura 4. Microestrutura da liga não modificada, correspondente à solidificação em areia, e ampliação da região eutética acicular de Al-Si. A A α-al Al 8 Si 6 Mg 3 Fe Al 8Si 6Mg 3Fe Si Mg 2 Si Si (c) Figura 5. Microestrutura da liga modificada, correspondente à solidificação em areia, ampliação da região eutética fibrosa Al-Si, e (c) fases intermetálicas formadas por segregação de impurezas. Nas figuras 6a-b são observadas micrografias das amostras solidificadas rapidamente das ligas em estado não-modificado e modificado, respectivamente. Em ambas micrografias houve um refino das dendritas e apresentaram-se na forma equiaxial. O espaçamento dendrítico apresentado por ambas amostras foi na ordem de 3,3 µm ao longo de todo o comprimento do lingote (Fig. 2). Tal espaçamento corresponderia a uma taxa de resfriamento de aproximadamente 3,x1 3 o C/s quando comparado à liga A319 (11). Na região interdendrítica da figura 6a, observa-se a presença de Si primário acicular, diferente da figura 6b, onde é mantido o efeito do Sr, ou seja, o Si continua modificado. Através de medidas EDS/MEV na liga não- modificada, foi observado que a solubilidade máxima de Si em Al foi de 1,95% em peso, superior à máxima solubilidade de Si em equilíbrio (1,65% em peso). No entanto, na liga modificada, tal efeito não foi observado, a solubilidade de Si em Al foi mantida em níveis próximos à condição de equilíbrio. As fases intermetálicas π-al 8Si 6 Mg 3Fe e Mg 2Si 233

5 não foram encontradas nas amostras solidificadas rapidamente, possivelmente devido às impurezas no líquido não terem tempo suficiente para segregar na região interdendrítica. Eutético não- modificado Eutético modificado Figura 6. Micrografias da liga A356.2, solidificadas rapidamente: não- modificada, e modificada. As medidas de microdureza Vickers (Fig. 7) mostram q ue a dureza aumenta quando diminui o espaçamento dendrítico. A dureza das amostras nos estados não- modificado e modificado, fundidas 2 (6) em areia, apresentou valores próximos à literatura de 56kgf/mm. Porém, a liga modificada apresentou um valor ligeiramente superior que da liga não modificada. Fato que pode ser atribuído ao menor espaçamento dendrítico. No entanto, amostras solidificadas rapidamente apresentaram uma dureza de ~1,5 superior do que as fundidas em areia. Neste caso, a influência do modificador Sr parece não ter efeito notável sobre a dureza em ambas condições. O aumento da dureza é atribuído principalmente ao refino da microestrutura devido à solidificação rápida, que envolve taxas superiores de extração de calor quando comparada às fundidas em areia. E também devido à maior solubilidade de Si na matriz de Al-α. A tabela 2 mostra valores de ensaios de compressão, observando-se que o modificador Sr e o processo de solidificação rápida não influenciam significativamente no limite de escoamento quando comparado à liga não- modificada fundida em areia. Porém, nas amostras solidificadas rapidamente observa-se um aumento na deformação compressiva no regime plástico em ~25% superior às fundidas em areia em 36% de deformação. Isso, devido à maior dureza das amostras solidificadas rapidamente que é relacionado ao fenômeno de encruamento. Microdureza Vickers Espaçamento dendrítico Microdureza Vickers, HV (kg/mm ) Espaçamento Dendrítico Secundário, λ2 ( µm) não-modificada modificada / Sr não-modificada modificada / Sr Fund. Areia Fund. Areia Solid. Rapida Solid. Rapida Figura 7. Medidas de microdureza Vickers e de espaçamento dendrítico das amostras estudadas. Tabela 2. Limite de escoamento e deformação durante ensaios de compressão. Material Liga não- modificada Liga modificada Solidificaç. Rápida não- modificada Limite de escoamento por compressão (MPa) 18,7 ± 16,3 17,9 ± 8,9 19,1 ± 4, Deformação compressiva em 12% (MPa) 36% (MPa) 243,5 ± 5,5 391,8 ± 15, 212 ± 1,4 359,5 ± 12,8 297 ± 17,2 489,4 ± 35,4 234

6 Solidificaç. Rápida modificada 13,7 ± 7,7 298 ± 2,1 474,8 ± 3,8 CONCLUSÕES O presente trabalho permite concluir que a adição do agente modificador em níveis de,1% de Sr na liga A356.2 tev e influência na transição morfológica do Si eutético, de acicular para fibroso, com refino da estrutura eutética. A adição de Sr diminuiu a temperatura de transformação eutética e a temperatura liquidus da liga A356.2 de forma menos pronunciada que à existente na literatura. A solubilidade de Si em Al em ligas não- modificadas quando solidificadas rapidamente foi superior à máxima solubilidade de Si em equilíbrio. O efeito do modificador Sr não influenciou significativamente os valores de dureza e nem o limite de escoamento quando solidificadas em areia. A melhoria na dureza se deve principalmente ao refino microestrutural quando solidificadas rapidamente e pode ser atribuído, também, ao maior conteúdo de soluto de Si na matriz Al-α que as fundidas em areia. AGRADECIMENTOS : Os autores agradecem à CAPEs e à FAPESP pelo financiamento da pesquisa. REFERÊNCIAS 1. S. A. Kori, B. S. Murty, M. Chakraborty, Mat. Sci. Eng., v.a283 () p R. N. Grugel, J. Mat. Sci., v.28 (1993) p G. A.Chadwick, Metallography of phase transformations, London-Butterworth & Co, (1972) 32p. 4. T. R. Anantharaman, C. Suryanarayama, Rapidly Solidified Metals A technological overview, Trans Tech Publications, Switzerland, (1987). 5. S. C. Jeng, S. W. Chen, Acta Mater., v.45, n.12 (1997) p J. W. Liou, T. S. Lui, L. H. Chen, Wear, v.211 (1997) p T. B. Massalski, H. Okamoto, P. R. Subramaniam, L. Kacprzack, Binary Alloy Phase Diagrams, OH: ASM, Materials Park, v.1 (199). 8. L. Bäckerud, G. Chai, J. Tamminen, Solidification Characteristics of Aluminum Alloys Foundry Alloys, Ed. AFS/Skanaluminium, Sweden, v.2 (199). 9. D. J. Fisher, W. Kurz, Acta Metall., v.28 (19) p P. Magnim, J. T. Mason, R. Trivedi, Acta Metall. Mater., v.39, n.4 (1991) p C. T. Rios, C. S. Kiminami, W. J. Botta F o, C. Bolfarini, Solidificação Rápida de Ligas do Sistema Al-Si-Cu, trabalho submetido no XV Congresso: CBECIMAT, Natal RN,

7 ALUMINIUM ALLOY A356 CHARACTERIZATION IN THE RAPIDLY SOLIDIFIED AND SAND CASTING CONDITION M.M. Peres, C. P. Pinto, C.T. Rios, C.S. Kiminami, W.J. Botta F o, C. Bolfarini Departamento de Engenharia de Materiais, Universidade Federal de São Carlos Caixa Postal 676, São Carlos SP, Brasil cbolfa@iris.ufscar.br ABSTRACT The aim of this work is characterize the microstructure and the mechanical properties of A356 alloy foundry by rapid solidification and by sand cast on the no-modified and Sr modified conditions. The high cooling rate during the centrifugal rapid solidification, lead to a very refined dendritic structure with ~3.3 µm secondary dendritic arm spacing. The interdendritic region is formed by an irregular eutectic microstructure (Al-α)-Si in the no modified alloy, and of a fibrous eutectic microstructure in the modified alloy. It was further identified the Mg 2Si and Al 8Mg 8Si 6 Cu 2 intermetallic phases. DSC analysis shown that the solid/liquid interface and eutectic transformation temperatures in the modified alloy were slight smaller when compared with the no modified alloy. Rapidly solidified samples had a value ~1.5 higher in the Vickers hardness when compared with sand casting samples, it is owed to the microstructural refinement. However, there was not substantial improvement related on the yield strength in the compression tests. Key-words: A356 aluminium alloy, foundry process, rapid solidification, microstructure. 236