FERRO FUNDIDO VERMICULAR OBTENÇÃO, MICROESTRUTURAS E PROPRIEDADES MECÂNICAS.

Adalberto Bierrenbach de Souza Santos. Contribuição Técnica a ser apresentada no XXXIV Congresso Anual da ABM, Porto Alegre (RS), julho de 1979. Pedro Henrique Carpinetti Costa. Membro da ABM, Engenheiro Metalúrgico e Mestre em Engenharia Metalúrgica Pesquisador Chefe do Setor de Desenvolvimento de Processo e Produtos (Agrupamento de Fundição) do IPT S.A. e Professor da E.E. Mauá, São Paulo, SP. Eduardo Albertin. Membro da ABM, Engenheiro Metalurgista Assistente do Setor de Desenvolvimento de Processos e Produtos (Agrupamento de Fundição) do IPT S.A. e Professor da E.E. Mauá, São Paulo, SP. Mauro Tadeu Tavares. Membro da ABM, Estudante do 5 ano do Curso de Engenheiros Metalurgistas da E.E. Mauá Estagiário Aluno do Setor de Desenvolvimento de Processos e Produtos (Agrupamento de Fundição) do IPT S.A., São Paulo, SP. FERRO FUNDIDO VERMICULAR OBTENÇÃO, MICROESTRUTURAS E PROPRIEDADES MECÂNICAS. RESUMO. Apresentam-se os resultados referentes à obtenção de ferro fundido vermicular por intermédio de adições de magnésio + titânio e magnésio + chumbo em ligas de composição eutética. A adição de magnésio possibilitou a formação de grafita vermicular em porcentagens superiores a 25%, não se podendo, todavia determinar uma faixa de teores residuais desse elemento para a qual há predominância desse tipo de grafita. Com o uso de magnésio e titânio ou magnésio e chumbo tornou-se possível definir intervalos de porcentagens residuais desses elementos para as quais se obteve mais de 50% de grafita vermicular. Independentemente das adições efetuadas, as ligas com predominância de grafita vermicular na microestrutura apresentaram limites de resistência à tração superior a 35 kgf/mm² e alongamentos maiores que 2%. A forma vermicular da grafita obtida foi sempre interconectada. 1. INTRODUÇÃO. Os ferros fundidos vermiculares são ligas que se solidificam segundo o sistema estável (eutético austenita-grafita) e que apresenta em sua estrutura uma forma de grafita intermediária entre veios e nódulos (1), conhecida geralmente por vermicular. Essa designação não é rigorosamente correta, uma vez que esse termo sugere que as partículas de grafita sejam isoladas (não ramificadas), cada das quais sempre correspondendo a uma célula eutética. Em alguns casos se observam partículas individuais de grafitas em ferros fundidos em que os teores de elementos nodulizantes são insuficientes para se obter grafita esferoidal (1,2), ou quando, apesar de o teor residual ser adequado, ocorre formação, desse tipo de grafita, como no caso de peças de secção espessa (3-7). Alguns autores têm procurado conferir à morfologia de grafita obtida nos ferros fundidos vermiculares uma denominação mais exata, surgindo daí os termos coral (8), compactos (9-13) e quase lamelar (9), os quais parecem mais indicados para descrever as estruturas interconectadas de grafita que são constatadas por microscopia eletrônica de varredura. Há ainda a preocupação de distinguir por meio dessas designações formas diferentes desse tipo de grafita, em função do processo de fabricação utilizado (11) ; não se pode, todavia esquecer que a grafita dos ferros

fundidos cinzentos se apresenta também sob diferentes tipos, sendo todos eles conhecidos genericamente por veios de grafita ou grafita lamelar. Apesar da imprecisão mencionada, o termo grafita vermicular tem seu uso bastante difundido nos meios de fundição, parecendo estar esta designação consagrada. Dispõe-se de poucas informações a respeito dos mecanismos de nucleação e crescimento da grafita vermicular. A nucleação das células eutéticas nos ferros fundidos vermiculares é heterogênea. As partículas que atuam como centro efetivos de nucleação provavelmente é as mesmas que nucleiam a grafita lamelar e a esferoidal, mas em condições de importância relativamente, dependendo do processo de fabricação adotado. Além dos sítios preferenciais de nucleação que atuam na solidificação de ferro fundidos cinzentos e nodulares, outras partículas provenientes de adições efetuadas para auxiliar a obtenção da grafita vermicular e que são indesejáveis nos materiais mencionados acima podem também ser eficientes. O crescimento da grafita vermicular dar-se-ia na direção do plano basal (14,15), seguindo, portanto um mecanismo semelhante ao da grafita lamelar, mas com menor velocidade (16), o que é evidenciado pela menor freqüência da ramificação em relação à grafita em veios. Aleksandrov et al (16) atribuem o crescimento da grafita vermicular a um valor insuficiente da energia de superfície grafita-líquido para se obter a forma esferoidal, baseando-se numa linha de teoria defendida por vários autores (17-21) para explicar o crescimento da grafita nos ferros fundidos. Os ferros fundidos vermiculares possuem limites de resistências à tração entre 30 e 60 kgf/mm², alongamento na faixa de 1 a 9% e dureza Brinell de 150 a 250 (11,13,22), dependendo da composição química base (notadamente do carbono equivalente) e da microestrutura (tanto em termos de morfologia da grafita quanto da matriz), que é condicionada pelo processo de fabricação adotado (11) e pela velocidade de esfriamento. As propriedades mecânicas mencionadas são comparáveis, ou superiores, às obtidas em ferros fundidos cinzentos das classes FC-30, FC-35 e FC-40 (norma ABNT EB-126), tendo-se nos vermiculares a possibilidade de alcançá-las com o emprego de maior carbono equivalente, ou com um mesmo carbono equivalente sem a adição de elementos de liga que promovam a elevação da resistência mecânica. Deve-se ressaltar que no caso de se necessitar, em ferros fundidos cinzentos, limites de resistências elevadas (superiores a 35 kgf/mm²), via de regra é preciso utilizar simultaneamente ligas de baixo carbono equivalente e elementos de liga (23). As vantagens decorrentes do emprego de carbono equivalente mais elevado nos ferros fundidos vermiculares em relação ao cinzento de propriedade mecânica comparáveis são menor tendência à contração durante a solidificação e maior fluidez. Os ferros fundidos nodulares apresentam para uma dada composição química base, propriedade mecânica superiores, maior tendência à contração e, provavelmente, menor fluidez (em virtude da maior tendência a formação de filme de óxido e mais elevada tensão superficial) que os vermiculares, possuindo estas últimas condutibilidades térmicas e usinabilidade maiores. As características dos ferros fundidos vermiculares apontadas tem credenciado seu emprego em aplicações tais como: lingoteiras, tambores e discos de freio, cubos de roda, caixas de transmissão, coletores de gases e cabeçote de motores diesel (13,14), em que se utilizam tradicionalmente ferros fundidos cinzentos ou nodulares. Vários processos foram desenvolvidos para a obtenção sistemática de formas intermediárias de grafita entre a lamelar e a esferoidal. Um deles na adição de magnésio, efetuadas através de ligas Fe-Si-Mg, a banhos de ferro fundido de modo a se obter um teor residual inferior ao necessário para a formação de nódulos de grafita, mas ainda suficientemente elevado para evitar a formação de veios (1,9,11,12,13,25,26). Essa técnica apresenta como inconveniente à estreita faixa de teores residuais que permite a obtenção de grafita vermicular, faixa cujos extremos dependem essencialmente da composição

do ferro fundido base notadamente no que se refere às porcentagens de oxigênio e enxofre) e da velocidade de esfriamento. A adição a ferros fundidos contendo baixos teores de enxofre de pequenas porcentagens de cérios e/ou ligas à base de terras raras, de modo a se ter teores residuais da ordem de 0,013% Ce, é outro método empregado (8,11,16,22,24,25). Quando a carga base contém porcentagem elevada de enxofre são necessária maiores adições desse(s) elemento(s) nodularizante(s), o que pode causar a formação de carbonetos eutéticos na microestrutura (13,22,24). Em peças de pequena secção pode-se obter ferro fundido vermicular procedendo-se tão somente a forte dessulfuração do ferro fundido base (11,12,22), de forma a se obter cerca de 0,002%S no material, para peças esfriadas lentamente seria ainda necessário adicionar-se zircônio (8). A técnica de dessulfuração utilizada (12,22) é a mesma empregada para se reduzir o teor de enxofre para a fabricação de ferro fundido nodular (27). Outro método usado para a obtenção de grafita vermicular é o borbulhamento de nitrogênio em banhos de ferro fundido (9,12), o que pode causar a formação de defeitos de gás nas peças quando o teor desse elemento dissolvido for elevado. Em virtude das limitações mencionadas para o obtenção sistemática de ferro fundido vermicular, foram desenvolvidos processos em que se efetua, concomitantemente, a adição de elemento(s) nodulizante(s) (magnésio, cério e cálcio) e deletério(s) (arsênio, titânio, chumbo, antimônio e bismuto) (8,9,11-13,22,25,28-30) com o objetivo de se expandir as faixas de teores residuais desses elementos tornar assim a fabricação dessas ligas menos insusceptível a variáveis de processo. O esforço nesse sentido resultou inclusive no desenvolvimento de ferros-liga especiais que contém simultaneamente em sua composição elementos desses dois tipos; o emprego desses materiais permite maior simplicidade de operação e maior reprodutibilidade de resultados (9,10,12,3,28,30,31). Este trabalho tem como objetivo verificar a possibilidade de obtenção de ferros fundidos de composição eutética, com grafita essencialmente de forma vermicular, através de adições de magnésio, magnésio mais titânio ou magnésio mais chumbo, para uma faixa de baixos teores residuais de magnésio. Visa-se ainda a determinação das propriedades mecânicas obtidas nesses materiais. 2. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL. Foram efetuados três grupos de experiências m forno a arco tipo Detroit, de 400 kg de capacidade nominal e 250 kva de potência. A carga era constituída de ferro gusa para nodular, sucata de chapa de aço doce, num total de 400 kg por corrida. No primeiro grupo de experiências procurou-se obter estruturas em que a grafita se apresentasse essencialmente na forma vermicular através de adições de magnésio; tendo sido efetuada experiências complementares às apresentadas e trabalho anterior (1). No segundo foram feitas adições de magnésio e titânio, enquanto no terceiro grupo de experiências utilizou-se magnésio e chumbo. As adições de magnésio foram feitas por intermédio de ligas Fe-Si-Mg (8 a 10% Mg, 1 a 1,5%Ca, 0,6%Ce mín.), as de titânio através de Fe-Ti (2 a 30%Ti, 3%Si máx. 8%Al máx.), e as de chumbo por meio desse elemento com pureza comercial (99,9%). O tratamento do metal líquido era processado a 1500 C numa panela pré-aquecida, com relação altura-diâmetro de 2:1, sendo cada um correspondente a 50 kg de material. A técnica de adição da liga Fe-Si-Mg empregada foi a de sanduíche. As adições de titânio ou chumbo foram efetuadas numa panela de transferência entre o forno e a panela de tratamento, sendo, por essa razão, o banho superaquecido no forno a 1550 C. Após o tratamento com liga Fe-Si-Mg, retirava-se a escória formada e transferia-se o material para a panela de vazamento, procedendose nessa operação à inoculação com 0,5% de Si, na forma de FeSi (75 a 80Si, 0,5 a 3,0%Ca, 2%Al máx.), sendo portanto empregada a técnica de pós-inoculação. A seqüência de operações é apresentada na figura 1.

FORNO 1550 C FORNO 1550 C PANELA DE TRANSFERÊNCIA PANELA DE TRANSFERÊNCIA Fe-Si-Mg Fe-Si-Mg PANELA DE TRATAMENTO 1550 C PANELA DE TRATAMENTO 1550 C PANELA DE VAZAMENTO Fe-Si PANELA DE VAZAMENTO Fe-Si MOLDES 1390-1400 C MOLDES 1390-1400 C Grupo 1 - Mg Grupo 2 Mg + Ti Grupo 3 Mg + Pb Figura 1 Esquema da seqüência de operações adotado nas experiências realizadas. Em cada vazamento, efetuado entre 1390 e 1400 C, obtiveram-se seis blocos em Y de 2 mm de espessura (norma ASTM A 536 72), moldados em areia estufada, dando-se o esfriamento nos próprios moldes. Durante o vazamento foram ainda retirados pinos coquilhados para analise química de carbono e carbono e corpo de prova para análise dos demais elementos. Os exames metalográficos, para determinação a morfologia da grafita presente na microestrutura, foram feitos em corpos de prova sem ataque, retirados dos blocos em Y, através de avaliação visual realizada em vinte campos de cada corpo de prova. A avaliação da matriz metálica, com relação às porcentagens de ferrita e perlita, foi feita visualmente, após ataque metalográfico. Foram efetuados, em alguns dos corpos de prova correspondentes a cada um dos grupos de experiências realizadas, exames por microscopia eletrônica de varredura, sem que tivesse sido efetuado depósito sobre as amostras. Foram ainda realizados ensaios mecânicos para a determinação do limite de resistência à tração e alongamento em corpos de prova retirados dos blocos em Y.

3. APRESENTAÇÃO E DISCUSSÃO DOS RESULTADOS. Obtenção de ferro fundido vermicular através de adição de magnésio. A tabela I apresenta os resultados das análises químicas de carbono, silício e magnésio e o carbono equivalente (CE), referente ao primeiro grupo de experiências. Tabela I Resultados das análises químicas de carbono, silício e magnésio e o carbono equivalente (CE) para o primeiro grupo de experiência. Corpo de prova* C (%) Si (%) Mg (%) CE II -7 3,43 2,35 0,027 4,21 III 25 3,42 2,69 0,025 4,32 IV 21 3,42 2,39 0,021 4,22 I 22 3,43 2,35 0,022 4,21 II 21 3,45 2,60 0,021 4,32 III 18 3,49 2,35 0,018 4,27 IV 16 3,47 2,42 0,016 4,28 I -17 3,50 2,39 0,017 4,30 IV 19 3,45 2,48 0,019 4,28 III 12 3,55 2,35 0,012 4,33 II 14 3,48 2,39 0,014 4,28 II 11 3,53 2,44 0,011 4,34 I 12 3,51 2,44 0,012 4,32 III 10 3,47 2,71 0,010 4,37 II 05 3,54 2,42 0,005 4,35 V 16 3,49 2,40 0,016 4,29 I 08 3,46 2,70 0,008 4,36 (*) A designação adotada foi A-B onde A representa o número da corrida e B o teor residual de magnésio x10³. Neste grupo de experiências os teores de manganês situaram-se entre 0,26 e 0,28%, os de fósforo na faixa 0,06 0,10% e os de enxofre entre 0,011 e 0,015%. Os resultados das análises químicas apresentados na Tabela I evidenciam que os ferros fundidos eram de composição próxima à eutética (CE entre 4,21 e 4,37), com teores residuais de magnésio situados entre 0,05 e 0,027%. Na Tabela II são apresentadas às porcentagens de grafita vermicular e de perlita presentes nas microestruturas dos corpos de prova referentes à adição de magnésio e ainda os resultados dos ensaios mecânicos de tração.

Tabela II Porcentagens de grafita vermicular (v) e de perlita (P) presentes na microestrutura, limites de resistência à tração (LR) e alongamento (A) dos corpos de prova extraídos de blocos em Y de 25 mm de espessura. Corpo de Prova Microestrutura Propriedade Mecânica V (%) P (%) LR (kgf/mm²) A (%) II 27 5 35 57,4 8,2 III 2 7 30 55,3 14,0 IV 21 10 40 54,5 11,5 I 22 11 30 56,7 8,8 II 21 12 30 57,3 11,4 III 18 26 35 49,7 4,4 IV 16 40 30 44,3 6,3 I 17 49 35 47,9 4,4 IV 19 50 30 43,3 5,3 III 12 54 35 45,0 5,4 II 14 56 30 42,7 4,8 II 11 64 40 44,9 3,6 I 12 70 30 43,7 5,0 III 10 81 25 35,1 2,0 II 05 83 40 44,6 2,8 V 16 90 30 38,5 4,5 I 08 0 (veios) ND 16,4 0,6 ND não determinado. Obs. as porcentagens de grafita vermicular referentes às corridas I, II e III foram determinadas em equipamento de metalografia quantitativa automática. As porcentagens de perlita na matriz variaram pouco, situando-se em torno de 30% (Tabela II). Os resultados dos exames metalográficos, apresentados na Tabela II, mostraram que para teores residuais de magnésio iguais ou superiores a 0,021% obtiveram-se porcentagem de grafita vermicular inferiores a 12%. Para a faixa 0,005 0,018%Mg a porcentagem desse tipo de grafita tornou-se maior, variando de 26 a 90%. É importante ressaltar que para o intervalo mencionado foram observadas variações significativas da porcentagem de grafita vermicular para teores próximos de magnésio (corpos de prova III 18, IV-16, I-17 e IV-19). Esses resultados mostram ainda que, embora de maneira geral aumente a tendência à formação de grafita vermicular com o decréscimo do teor de magnésio não se verifica uma variação contínua; assim, por exemplo, o corpo de prova IV-19 (0,019%Mg) apresenta 50% de grafita vermicular, enquanto o IV-16 e o V-16 apesar de possuírem menor teor residual de magnésio (0,016%) têm, respectivamente, 40 e 90% desse tipo de grafita. A figura 2 ilustra essas diferenças.

2a - IV - 19 2b - IV - 16 2c - V - 16 Figura 2 Micrografia com ataque de ferros fundidos de composição eutética Para apresentando teores de 50% magnésio 40% e entre 90% de 0,10 grafita e 0,014% vermicular, obteve-se respectivamente. predominância Nital, 100x. de grafita vermicular, com porcentagens desse tipo de grafita situada entre 54 e 81% (vide Tabela II). Obteve-se, portanto predominância de grafita vermicular na microestrutura para uma faixa estreita, como indicado por outros autores (9,11,12,25), sendo todavia os teores residuais de magnésio ligeiramente inferiores aos mencionados por Evans et al (9). Outro aspecto que merece destaque é o de que para esse intervalo de teores residuais não se constatou correlação entre o teor de magnésio e a porcentagem de grafita vermicular, como se nota comparando-se os corpos de prova I-12 (70%V) e III-12 (54%V), ambos com 0,012%Mg, ou ainda este último com o II-14 (0,014%Mg e 56%V). Quando a porcentagem residual de magnésio foi menor que 0,010% a grafita apresentou-se na forma de veios (0%V) para 0,008%Mg (I-08), enquanto para 0,005%Mg (II-05) obteve-se 83% de grafita vermicular, como ilustra a figura 3.

3aI-08 3b-II-05 Figura 3 Micrografia com ataque de ferros fundidos de composição eutética, apresentando 100% de grafita lamelar e 83% de grafita vermicular, Esse exemplo evidencia, de maneira clara, a dificuldade de se obter microestrutura comparáveis para teores de magnésio inferiores a 0,010%, mesmo que os teores de enxofre variem pouco. Com relação às propriedades mecânicas, verifica-se na Tabela II que os corpos de prova com até 12% de grafita vermicular na microestrutura apresentaram limite de resistência a tração superiores a 54 kgf/mm² e alongamento maiores que 8%, possuindo, portanto valores dessas propriedades correspondentes a ferro fundido nodular da classe FE-5007 (norma ABNT P-EB- 585). Para maiores porcentagens de grafita vermicular (situadas entre 26 e 90%) observa-se, na Tabela II, diminuição dos valores das propriedades mecânicas em relação aos obtidos nas ligas com até 12% desse tipo de grafita, mantendo-se os limites de resistência entre 35 e 50 kgf/mm² e os alongamentos de 2,0 a 6,3%. Quando (não) se obteve grafita em veios (corpo de prova I-08), as propriedades mecânicas diminuíram sensivelmente, em decorrência da própria alteração da morfologia da grafita. Neste grupo de experiências foram observadas as fraturas dos corpos de prova II-05, III-10 e V-16, em microscópio eletrônico de varredura, por serem estes correspondentes às mais elevadas porcentagens de grafita vermicular. Esse exame revelou que a grafita vermicular apresentava-se interconectada. A figura 4 mostra aspectos da fratura observada. 4a 4b 5000x Figura 4 Micrografia eletrônica de varredura da fratura do corpo de prova V-16.

3.2 Obtenção de ferro fundido vermicular através de adição de magnésio e titânio. A Tabela III apresenta os resultados das análises químicas de carbono, silício, magnésio e titânio e o carbono equivalente (CE) do segundo grupo de experiência efetuada. Tabela III Resultados das análises químicas de carbono, silício, magnésio e titânio e carbono equivalente (CE). Corpo de Prova* C (%) Si (%) Mg (%) Ti (%) CE V-30-012 3,39 2,51 0,030 0,012 4,23 V-28-032 3,45 2,45 0,028 0,032 4,27 V-23-019 3,43 2,43 0,023 0,019 4,24 V-21-018 3,49 2,40 0,021 0,018 4,29 VII-17-054 3,44 2,39 0,017 0,054 4,24 VII-16-053 3,44 2,30 0,016 0,053 4,20 VI-12-020 3,57 2,47 0,012 0,020 4,39 V-14-019 3,37 2,46 0,014 0,019 4,19 VI-05-017 3,55 2,40 0,005 0,017 4,35 VIII-31-160 3,35 2,49 0,031 0,160 4,28 VIII-26-120 3,45 2,52 0,026 0,120 4,29 VIII-15-190 3,43 2,45 0,015 0,190 4,25 VIII-14-110 3,47 2,40 0,014 0,110 4,27 (*) A designação adotada foi A-B-C onde A representa o número da corrida, B o teor residual de magnésio x10³ e C o teor residual de titânio x10-3. No segundo grupo de experiência os resultados de análises químicas de manganês situaram-se entre 0,18 e 0,24%, os de fósforos de 0,08 a 0,10% e os de enxofre na faixa 0,015 0,020%. Os resultados da Tabela III mostram que as ligas apresentaram composição química próxima à eutética (CE de 4,19 a 4,39), tendo-se obtido teores de magnésio entre 0,012 e 0,041% e porcentagens residuais de titânio em duas faixas distintas, de 0,01 a 0,05 e de 0,11 a 0,19%. Na Tabela IV são mostradas as porcentagens de grafita vermicular e de perlita presentes na microestrutura e os resultados dos ensaios mecânicos de tração. Tabela IV Porcentagens de grafita vermicular (v) e perlita (P), limites de resistência à tração (LR) e alongamentos (A) referentes ao segundo grupo de experiências. Corpo de Prova* Microestrutura Propriedade Mecânica V (%) P (%) LR (kgf/mm²) A (%) V-30-012 0(nod) 30 50,9 14,8 V-28-032 0(nod) 35 51,5 13,4 V-23-019 60 30 42,8 5,1 V-21-018 60 30 44,4 8,1 VII-17-054 70 40 43,4 4,8 VII-16-053 80 30 45,0 6,8 VI-12-020 85 30 37,4 5,8 V-14-019 90 30 38,6 6,3 VI-05-017 0(veios) ND 16,5 0,4 VIII-31-160 0(nod) 40 53,1 19,8 VIII-26-120 0(nod) 50 52,4 13,8 VIII-15-190 80 45 44,6 5,8 VIII-14-110 90 45 38,8 5,4 ND não determinado.

As porcentagens de perlita obtidas neste grupo de experiência foram da ordem de 35%. Observa-se na Tabela IV que a presença de 0,032% de titânio não foi suficiente para promover a formação de grafita vermicular numa liga com 0,028%Mg (vide corpos de prova V- 30-012 e V-28-032). Para teores residuais de titânio mais elevados (0,11 a 0,19%), obteve-se grafita exclusivamente na forma nodular para as condições 0,026%Mg 0,12%Ti 0,031Mg 0,16%Ti. Esses resultados sugerem que seriam necessários teores residuais de titânio maiores que 0,12% para ocorrer degenerescência da grafita esferoidal em ferros fundidos nodulares com 0,026%Mg e teores de enxofre de até 0,020%, as porcentagens de titânio a partir dos quais se faria notar efeito deletério seriam assim mais elevadas que as indicadas por Zhabotinkii et al (30) a partir de 0,014%Ti e por Tybulczuk et al (32) 0,05 a 0,10%Ti. Obtiveram-se porcentagens de grafita vermicular situadas entre 60 e 90% para teores residuais de magnésio entre 0,023 e 0,12% com residuais de titânio entre cerca de 0,02 e 0,05%, resultados semelhantes aos obtidos por outros autores (10). Deve-se destacar que, com a presença de titânio nessa faixa, a um decréscimo do teor de magnésio correspondeu um aumento da porcentagem de grafita vermicular, como mostra a figura 5. 5a V-23-019 5b V-14-019 Figura 5 Micrografias com ataque de ferros fundidos de composição eutética apresentando 60 e 90% de grafita vermicular, respectivamente. Nital, 100x. O ferro fundido com 0,005%Mg e 0,017%Ti (corpo de prova VI-05-017) apresentou 100% de grafita na forma lamelar; para composições finais semelhantes a esta há indicações na literatura (31) de que seria possível a obtenção de ferro fundido vermicular. Para teores residuais de titânio mais elevados (0,11 a 0,19%) foi possível a obtenção de mais de 80% de grafita vermicular, para cerca de 0,015%Mg. De um modo geral, os resultados da Tabela IV sugerem que, em ferros fundidos com 0,012 a 0,023%Mg e 0,015 a 0,020%S, teores de titânio entre 0,02 e 0,19% possibilitam a obtenção de microestruturas em que a grafita se apresenta predominantemente de forma vermicular. O que se refere às propriedades mecânicas verifica-se na Tabela IV que os corpos de prova com grafita de forma exclusivamente esferoidal apresentaram limites de resistência à tração na faixa 50-54 kgf/mm² e alongamento entre 13 e 20%. As ligas com teores de titânio entre 0,01 e 0,05% apresentaram 60 a 80% de grafita vermicular para residuais de magnésio entre 0,16 e 0,023%, e possuem propriedades mecânicas comparáveis (LR de 43 a 45 kgf/mm² e A de 4,5 a 8,0%). Para menores porcentagens de magnésio (0,012 e 0,014%) observou-se um aumento n a quantidade de grafita vermicular com uma correspondente diminuição do limite de resistência à tração (cerca de 35%) e sensível

decréscimo do alongamento, enquanto o corpo de prova com grafita na forma de veios possui propriedades mecânicas típicas de ferro fundido cinzento. Os materiais com cerca de 0,015%Mg e teores mais elevados de titânio (0,11 e 0,19%) apresentam propriedades mecânicas comparáveis às obtidas para a faixa de teores de titânio entre,01 e 0,05% e que tem porcentagens de grafita vermicular semelhantes. Outro aspecto que merece destaque para os ferros fundidos tratados com magnésio e titânio é o de que para porcentagens de grafita vermicular superiores a 80% foram verificadas diminuições significativas do limite de resistência à tração em relação às ligas com porcentagens desse tipo de grafita situadas entre 60 e 80%, embora essa propriedade tenha se mantido em valores superiores a 37 kgf/mm². Para se verificar a estrutura da grafita vermicular obtida através de adição de magnésio e titânio foram observadas as fraturas dos corpos de prova VI-05-017 e VI-12-020 em microscópio eletrônico de varredura. Constatou-se nesses exames que a grafita vermicular era interconectada. A figura 6 mostra aspecto da fratura observada. 6a - 300x 6b - 5000x Figura 6 Micrografia eletrônica de varredura da fratura do corpo de prova VI-12-020. 3.3 Obtenção de ferro fundido vermicular através de adição de magnésio e chumbo. A Tabela V apresenta os resultados das análises químicas de carbono, silício, magnésio e chumbo e o carbono equivalente (CE) do terceiro grupo de experiências efetuadas.

Tabela V Resultado das análises químicas de carbono, silício, magnésio e chumbo e o carbono equivalente (CE). Corpo de Prova* C (%) Si (%) Mg (%) Pb (%) CE VI-24-05 3,52 2,40 0,024 0,005 4,32 VIII-21-06 3,48 2,55 0,021 0,006 4,33 VIII-20-05 3,48 2,50 0,020 0,005 4,31 VIII-20-06 3,45 2,53 0,020 0,006 4,29 VIII-11-05 3,50 2,52 0,011 0,005 4,34 VIII-13-05 3,50 2,48 0,013 0,005 4,33 VI-22-11 3,49 2,46 0,022 0,011 4,31 VII-20-12 3,43 2,35 0,020 0,012 4,21 VII-19-13 3,46 2,40 0,019 0,013 4,26 VII-17-12 3,43 2,39 0,017 0,012 4,23 VII-14-13 3,50 2,32 0,014 0,013 4,28 VI-10-11 3,54 2,40 0,010 0,011 4,34 VII-12-13 3,41 2,30 0,012 0,013 4,17 VI-04-09 3,50 2,43 0,004 0,009 4,31 (*) A designação adotada foi A-B-C, onde A representa o número da corrida, B o teor residual de magnésio x10³ e C o teor residual de chumbo x10³. No terceiro grupo de experiência os resultados de análise química de manganês situaram-se entre 0,18 e 0,24% os de fósforo de 0,08 a 0,10% e os de enxofre na faixa 0,013 0,020%. Os resultados da Tabela V evidenciam que as ligas obtidas possuem composições próximas a eutéticas (CE de 4,17 a 4,34%), com teores de magnésio entre 0,004 e 0,024% e porcentagens residuais de chumbo em dois níveis, da ordem de 0,005 e de 0,012%. Na Tabela VI são apresentados os resultados referentes às porcentagens de grafita vermicular e de perlita presentes na microestrutura e os resultados dos ensaios mecânicos de tração. Tabela VI Porcentagens de grafita vermicular (V) e perlita (P), limite de resistência a tração (LR) e alongamentos (A) referentes ao terceiro grupo de experiências. Corpo de Prova* Microestruturas Propriedades Mecânicas V (%) P (%) LR (kgf/mm²) A (%) VI-24-05 0 (nod) 50 59,4 10,0 VIII-21-06 5 50 59,1 13,0 VIII-20-05 5 55 58,9 11,4 VIII-20-06 10 55 52,5 9,0 VIII-11-05 70 50 46,2 6,4 VIII-13-05 80 45 47,9 8,0 VI-22-11 5 35 53,2 8,6 VII-20-12 10 50 54,7 7,2 VII-19-13 40 50 47,8 6,4 VII-17-12 60 40 42,6 3,6 VII-14-13 70 40 45,1 4,8 VI-10-11 75 40 42,0 8,4 VII-12-13 90 40 47,1 5,4 VI-04-09 0 (veios) ND 17,1 0,4 ND não determinado. As porcentagens de perlita obtidas foram da ordem de 45% (Tabela VI).

Os resultados da Tabela VI mostram que, para teores residais de magnésio iguais ou maiores que 0,020%, para porcentagens de chumbo de cerca de 0,005% ou de 0,012%, foram obtidas porcentagens de grafita vermicular de até 10%. Desse modo, em ligas com 0,013 a 0,020%S, teores de até 0,012% Pb foram insuficientes para promover a ocorrência de formas degeneradas de grafita em relação à esferoidal em porcentagens maiores que 10%, para teores de magnésio iguais ou superiores a 0,020%, essa constatação indica que o efeito deletério do chumbo em ferros fundidos nodulares deve-se verificar para teores mais elevados que os sugeridos por outros autores (30,32). Foram obtidas estruturas com predominâncias de grafita vermicular para as condições: 0,011-0,013%Mg com 0,005%Pb e 0,010-0,017%Mg com cerca de 0,012%Pb. Na figura 7 são mostradas as microestruturas dos corpos de prova VIII-13-05 e VII-12-13. Com referência aos resultados dos ensaios mecânicos, os dados da Tabela VI mostram que os corpos de prova com até 10% de grafita vermicular na microestrutura apresentaram propriedades típicas de ferro fundido nodular (LR de 53 a 59,5 kgf/mm² e A de 7 a 13%). Os corpos de prova com predominância de grafita vermicular possuem, para as duas fixas de teores de chumbo estudados, limites de resistência e alongamentos semelhantes, enquanto a liga VI-04-09, com 100% de grafita lamelar, possue propriedades mecânicas correspondentes a essa morfologia de grafita. 7a VIII-13-05 7b VII-12-13 Figura 7 Micrografia com ataque de ferro fundidos de composição eutética apresentando 80 e 90% de grafita vermicular, respectivamente. Nital, 100x. Foram examinadas, por microscopia eletrônica de varredura, as fraturas dos corpos de prova VIII-13-05 e VII-12-13. Essas observações revelaram ser interconectada a grafita vermicular obtida nesses materiais em que se adicionou magnésio e chumbo. A figura 8 ilustra aspecto da fratura observada.

8a 300x. 8b 5000x. Figura 8 Micrografia eletrônica de varredura da fratura do corpo de prova VIII- 13-05. 4. CONCLUSÕES. Para ferros, fundidos de composição próxima a eutética, nas condições experimentais utilizadas, pode-se concluir que: - Através da adição de magnésio a 25% para teores residuais desse elemento situados entre 0,005 e 0,018%, não tendo sido possível determinar uma faixa para a qual se obtém predominância desse tipo de grafita. Não se observou acréscimo contínuo da porcentagem de grafita vermicular com a diminuição do teor residual de magnésio no intervalo mencionado; - Para a adição de magnésio constatou-se, para teores residuais desse elemento inferiores a 0,010% e maiores que 0,005%, a ocorrência tanto de ferro fundido vermicular quanto de ferro fundido cinzento; - Por meio da adição de magnésio + titânio foram obtidas microestruturas em que a grafita se apresentava predominantemente na forma vermicular para as faixas 0,03-0,012%Mg e 0,02-0,05%Ti, observando-se que a um decréscimo do teor de magnésio correspondeu u aumento da porcentagem de grafita vermicular. No caso de teores de titânio de 0,11 a 0,19% obteve-se ferro fundido vermicular para cerca de 0,015% Mg; - A adição de magnésio + chumbo possibilitou a obtenção de microestruturas com predominância de grafita vermicular para teores residuais nos intervalos 0,011-0,013%Mg 0,005%Pb e ainda 0,010-0,014%Mg e cerca de 0,012%Pb; - Independentemente da adição utilizada, as ligas que apresentaram predominância de grafita vermicular na microestrutura possuíam limites de resistência superiores a 35 kgf/mm² e alongamento maiores que 2%, sendo freqüente a obtenção de limites de resistência superiores a 42 kgf/mm² e alongamentos mais elevados que 4%; - A grafita vermicular obtida através de adições de magnésio, magnésio + titânio ou magnésio + chumbo é do tipo interconectado.

AGRADECIMENTOS. Os autores expressam seu agradecimento a Eng. Luis Carlos Guedes pela colaboração recebida, principalmente no que se refere às sugestões apresentadas, aos técnicos José Carlos do Prado, Rubens Fernandes Marton, Raul Arcon Grobel e Adolfo Rodrigues da Silva pela preparação dos corpos de prova metalográficos, e ao Técnico Francisco Wada pela preparação das cópias fotográficas. Agradecem ainda ao Técnico Antonio Carlos Joaquim pela colaboração prestada nos exames efetuados por microscopia eletrônica de varredura e a Sra. Creonice Nogueira G. Leal pela datilografia do texto. BIBLIOGRAFIA. 1. ALBERTIN, E.: SOUZA SANTOS, A.B. & CARPINETTI COSTA. P.H. Efeitos do teor de magnésio em ferros fundidos grafíticos. Metalurgia ABM, 34 (253): 843-9, Dez. 1978. 2. COOPER, C. The effect of holding time on some properties of spheroidal graphite iron produced by single and double pouring inoculation techniques. The British Foundryman, 64 (10): Oct. 1974. 3. REESMAN, R.W. & LOPER., C.R. Heavy section ductile iron as effected by certain processing variables. Transactions of the American Foundrymen s society 75: 1-9, 1967. 4. SOUZA SANTOS, A.B. Microestrutura de ferros fundidos nodulares esfriados lentamente. São Paulo, Escola Politécnica USP, 1976, 190 p. 5. BASUTKAR, P.K.; LOPER Jr., C.R. & BABU, C.L. Solidification of heavy section ductile iron castings. Transactions of the American Foundrymen s Society, 78:429-34, 1970. 6. SOUZA SANTOS, A.B. & ALBERTIN, E. Microestrutura e propriedades mecânicas de ferro fundido nodular esfriado com baixa velocidade. Metalurgia ABM, 33 (231): 85-91, Fev. 1977. 7. MAYER, H. & HAEMMERLI, F. Production of high grade spheroidal graphite iron castings. The British Foundryman, 64 (3): 95-120, Mar. 1971. 8. CAMPOMANES, E. & GOLLER, R. Production of cast iron containing intermediate forms of graphite. Transactions of the American Foundrymen s Society, 83: 55-62, 1975. 9. EVANS, E.R.; DAWSON, J.V. & LALICH, M.J. Compacted graphite cast iron and their production by a single alloy addition. International Cast metals Journal, 1 (2):13-8, Jun. 1976. 10. LILLYBECK, N.P. et al. An evaluation of graphite shape consistency in compact-fhakegraphite iron from mechanical property data. Transactions of the American Foundrymen s Society, 85:129-32, 1977. 11. RIPOSAN, I. & SOFRONI, L. Stability of the effect of magnesium treatment in compacted graphite cast iron. International Cast Metals Journal, 3 (1): 23-8, Mar. 1978. 12. SERGEANT, G.F. & EVANS, E.R. The production and properties of compacted graphite irons. The British Foundryman, 71 (5): 115-24, May. 1978. 13. LALICH, M.J. & LAPRESTA, S.J. Uses of compacted graphite cast irons. Foundry Management & Technology, :56-67, Sept. 1978. 14. LUX, B.; BOLLMAN, W. & GRAGES, M. On the structure of graphite in pure Fe-C-Si alloys. Praktische Metallographie, 6, 1969. 15. LUX, B. & GRAGES, M. The spatial structure of graphite in pure Fe-C-Si alloys. Praktiche Metallographie, 3, 1968. 16. ALEKSANDROV, N.N. et al. Crystallization and structure of vermicular graphite in cast iron. Russian Castings Production, (9): 365-6, Sept. 1975.

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