Baseado nos resultados das investigações teóricas e experimentais conduzidas ao longo desse trabalho e agregadas às comparações realizadas, tendo como referência os demais estudos do assunto contidos na literatura, podem ser extraídas as seguintes conclusões:
1. A caracterização macroestrutural das ligas binárias Al-3Mg e Al-6,5Mg e das ternárias Al-3Mg-1Si e Al-6,5Mg-1Si solidificadas no sentido vertical ascendente em regime transiente de extração de calor, revelou uma morfologia macroestrutural constituída essencialmente por grãos colunares; observou-se a formação de grãos equiaxiais apenas no lingote da liga Al- 3Mg, entretanto, sem apresentar uma nítida transição colunar/equiaxial –TCE. As ligas Al- 3Mg e Al-3Mg-1Si solidificadas no sentido vertical descendente em regime transiente de extração de calor, apresentaram apenas a formação de grãos colunares ao longo de todo o lingote. A partir das observações realizadas durantes a etapa de execução dos experimentos de solidificação em regime transiente, constatou-se a suscetibilidade das ligas Al-Mg(-Si) em apresentarem eventualmente a formação de grãos em forma de pena - feathering grains.
2. Nas ligas Al-Mg e Al-Mg-Si analisadas nenhuma evidência de macrossegregação de Mg foi observada, apesar da ocorrência de rejeição de Mg à frente da interface S/L, que promovendo um enriquecimento local de soluto torna o líquido à frente dessa interface menos denso. Nem mesmo nos experimentos direcionais verticais descendentes com as Al-3Mg e Al- 3Mg-1Si observou-se a ocorrência de algum efeito convectivo de origem térmica ou solutal significativo que promovesse a formação de macrossegregação de Mg ao longo dos lingotes.
3. A caracterização metalográfica revelou para as ligas binárias Al-3Mg e Al-6,5Mg, e para a liga ternária Al-6,5Mg-1Si, microestruturas com matriz dendrítica ao longo de todo o comprimento dos lingotes. Os experimentos de solidificação em regime permanente realizados com essas mesmas composições, empregando taxas de resfriamentos menores que 0,1 K/s, conduziram a formação de uma microestrutura de solidificação também dendrítica.
evidência de transição morfológica da microestrutura da matriz rica em Al foi observada.
4. A liga ternária Al-3Mg-1Si apresentou transição na morfologia microestrutural da matriz. Os resultados mostraram uma região de células de altas taxas de resfriamento paraT > 2 K/s, e região de morfologia dendrítica para T < 0,8 K/s, indicando uma transição celular/dendrítica reversa. A solidificação da liga Al-3Mg-1Si em regime permanente de extração de calor em dispositivo Bridgman permitiu a observação de outra transição na morfologia da matriz. A imposição de taxas de resfriamento experimentais menores que 0,1 K/s possibilitaram a ocorrência da transição de dendritas para células de baixa velocidade, e dessa forma obteve-se todo o circuito de morfologias microestruturais para essa composição. Uma vez que essa liga não apresentou macrossegregação de Mg e Si, mesmo na solidificação descendente, pode-se dizer que a transição celular/dendrítica/celular ocorreu essencialmente por influência térmica. Em termos de taxa de resfriamento podemos sintetizar as regiões microestruturais da seguinte forma:
Região celular – T > 2 K/s;
Transição celular/dendrítica reversa – 0,80 < T < 2 K/s; Região dendrítica – 0,03 <T < 0,8 K/s;
Transição celular/dendrítica normal – 0,005 < T < 0,03 K/s; Região celular – T < 0,005 K/s
5. A caracterização das fases secundárias mostrou para as ligas binária Al-3Mg e Al- 6,5Mg, e para as ligas ternárias Al-3Mg-1Si e Al-6,5Mg-1Si, que o arranjo microestrutural dessas ligas é muito sensível à presença de teores residuais de Fe. Para as ligas binárias, associada à matriz dendrítica verificou-se através de DRX e MEV/EDS a presença uma pequena fração dos compostos intermetálicos (IMC) Mg2Si, AlFeSi-β, Al9FeMg3Si5 e também o composto metaestável Mg5Si6. As ligas ternárias apresentaram os basicamente os mesmo intermetálicos anteriores compondo o arranjo microestrutural, embora em maior fração. O aumento do teor de Mg para essas ligas eliminou a formação da fase AlFeSi-β, e aumentou a fração de Mg2Si (Figura 4.41). Na liga Al-3Mg-1Si a formação das fases ricas em Fe sofreu forte variação em função da redução da taxa de resfriamento. Para T > 2K/s estas
fases se formaram com maior frequência na forma de eutético ternário, e com a redução de T
para valores menores que 0,8 K/s ocorreu tendência à formação de uma morfologia acicular nas regiões interdendríticas.
6. Para permitir a previsão da escala da microestrutura em função dos parâmetros térmicos de solidificação foram propostas leis experimentais de crescimento para as ligas binárias Al- 3Mg e Al-6,5Mg, que correlacionam a evolução dos espaçamentos dendríticos primários (1) com a taxa de resfriamento (T ), e espaçamentos dendríticos secundários (2) com a velocidade da isoterma liquidus (VL), ambas na forma de função potência, respectivamente com expoentes -0,55 e -2/3. Para as ligas ternárias Al-3Mg-1Si e Al-6,5Mg-1Si a evolução dos espaçamentos celulares (C), dos espaçamentos dendríticos primários (1) e dos espaçamentos dendríticos terciários (3) com (T
), e espaçamentos dendríticos secundários (2)com (VL) foram também expressas na forma de função potência apresentando para C, 1 e 3 expoente -0,55 e 2 expoente -2/3.
7. Para a liga Al-3Mg, a evolução de 1 segue a seguinte lei experimental:
0,55
1 126T
. Essa mesma lei aplica-se à faixa de taxas de resfriamento em que ocorre
crescimento dendrítico para a liga Al-3Mg-1Si. Para as duas ligas essa lei também é aplicável à solidificação em sentido vertical descendente. Para taxas de resfriamento menores que 0,1 K/s (regime permanente), essa lei mostrou-se também coerente na previsão do crescimento de 1 para essas composições. O mesmo comportamento foi observado para a evolução de 2 para as ligas Al-3Mg e Al-3Mg-1Si solidificadas em regime transiente nos sentidos vertical ascendente e descendente, e também para solidificação em regime permanente: 2 correlaciona-se com VL através da lei
2/3 2 25.3VL
. Ainda, para a liga a Al-3Mg-1Si a lei que prevê a evolução de
C foi validada através dos experimentos Bridgman. Observou-se, após a segunda transição celular/dendrítica, que uma lei do tipo 44T 0,55
C
satisfaz a previsão de
C em função de T para: 0,005 < T > 2 K/s.
por uma lei experimental do tipo: 0,55
1 126T
. Na liga ternária Al-6,5Mg-1Si o aumento
do teor de Mg induziu, comparativamente à liga Al-3Mg-1Si, engrossamento das ramificações primárias ( 0,55
1 172T
), e redução de
2 (2 13,5VL2/3).
9. Para as ligas binárias os modelos teóricos da literatura de crescimento para regimes permanente e transitório foram avaliados frente aos resultados experimentais. Os valores de 1 situaram-se entre as previsões dos modelos de Kurz-Fisher e Hunt. As previsões do modelo de Trivedi estimou satisfatoriamente os valores de 1 para a liga Al-6,5Mg. O modelo de Bouchard-Kirkaldy (BK), aplicado com a sugestão original com fator de calibração a1 = 250 para as duas ligas investigadas, mostrou-se distante de 1, superestimando esses valores. As previsões fornecidas pelo modelo de Hunt-Lu, não apresentaram boa concordância com os valores de 1 para a liga Al-6,5Mg, enquanto para a liga Al-3Mg a faixa mínima de Hunt-Lu mínimo mostrou-se próxima dos valores experimentais de 1.
10. Os valores de microdureza Vickers da liga ternária Al-3Mg-1Si mostraram-se mais elevados do que os da liga binária Al-3Mg. Isto pode ser atribuído ao arranjo mais complexo de fases desenvolvido na liga ternária incluindo o crescimento de eutético binário (α-Al + Mg2Si) e eutético ternário refinado (α-Al + Mg2Si + (Al,Fe,Si)-IMC). Relações do tipo Hall-Petch foram propostas relacionando evolução da microdureza com λ1:
Liga Al-3Mg: 1/2 0,5 1 HV = 51 - 41 Liga Al-3Mg-1Si: Região celular: 1/2 0,5 HV = 70 + 10,6C Região dendrítica: 1/2 0,5 1 HV = 83 - 107
Ainda para as ligas Al-3Mg e Al-3Mg-1Si, equações também do tipo Hall-Petch foram estabelecidas relacionando o limite de resistência a tração (σU) e alongamento específico (δ) em função de λ1. Notou-se que tanto σU quanto δ tiveram seus valores reduzidos com o aumento de λ1. A liga Al-3Mg mostrou alongamento específico 6x maior se comparada com a equivalente região dendrítica da liga Al-3Mg-1Si, e valores próximos de limite de resistência
correspondem aos maiores observados para ambas as ligas, e isso está associado a uma distribuição mais homogênea de Mg2Si e AlFeSi-(Mg) - IMC.
11. Para a liga Al-3Mg-1Si o melhor comportamento eletroquímico foi observado para matrizes celulares e dendríticas mais refinadas, devido a baixas densidades de corrente e potencial de corrosão mais positivo quando comparado com microestruturas grosseiras. A menor dimensão das partículas intermetálicas demonstrou estar intimamente relacionada com maiores valores de taxa de resfriamento. A microestrutura de solidificação mostrou ter áreas com razão anodo/catodo distintas ao longo do comprimento do lingote. As microestruturas refinadas, celular e dendrítica (respectivamente amostras P-5mm e P-50mm), mostraram-se associadas a uma melhor distribuição de segundas fases ao longo de regiões intercelulares ou interdendríticas, conduzindo assim a um processo menos intenso em relação à corrosão por pite. Por outro lado, as partículas mais grosseiras Mg2Si provocaram aumento da cinética de formação de pites. Para a liga Al-3Mg observou-se comportamento contrário, onde a morfologia dendrítica mais grosseira mostrou-se mais resistente à corrosão por pites.
12. Os resultados dos ensaios de desgaste e desgaste-corrosão (tribocorrosão) da liga Al-3Mg-1Si, ainda incipientes, mostraram que o coeficiente de atrito (COF) a seco é equivalente para as duas amostras analisadas, uma da região celular (P-5mm) e outra da região dendrítica (P-60mm), sendo aproximadamente igual 0,75. Um volume de desgaste maior foi observado para a amostra de morfologia celular, indicando que o arranjo microestrutural é suscetível ao desgaste, e isso pode estar relacionado ao menor valor de microdureza apresentado pela morfologia celular. Os resultados de tribocorrosão sugerem que há um aumento do processo corrosivo quando associado a um processo concomitante de desgaste, que se deve à remoção da camada passivadora em função da ação de fricção no ensaio de desgaste. Numericamente podemos demonstrar esse aumento pela redução da resistência à corrosão (CR), por exemplo, da amostra P-5mm que apresentou melhor CR. A resistência à corrosão dessa amostra caiu de 28,9 para 0,31 cm2/µA. Estes resultados sugerem a necessidade de maior esforço no sentido de melhor compreender o efeito do arranjo microestrutural sobre essas propriedades, notadamente para ligas multicomponentes.
Com base na análise desenvolvida e nos resultados do presente trabalho são sugeridas as seguintes abordagens de pesquisa para a realização de trabalhos futuros:
1. Tendo em vista a importância de ligas multicomponentes à base de Al e ausência de estudos sistemáticos dessas ligas em condições transitórias de solidificação, dar continuidade a trabalhos investigativos dessa natureza através, por exemplo, da adição de Mg a ligas Al-Sn (ligas Al-Sn-Mg). Analisar a evolução da microestrutura com a taxa de resfriamento na solidificação e com propriedades de tração e resistência ao desgaste versus espaçamentos interfásicos;
2. Analisar o efeito da incorporação de Si no reforço da matriz rica em Al de ligas monotéticas Al-Bi (ligas Al-Bi-Si). Caracterizar a evolução da microestrutura através da proposição de leis de crescimento baseadas em espaçamentos interfásicos e investigar a evolução de propriedades mecânicas de tração e resistência ao desgaste em função de características microestruturais;
3. Estender os estudos anteriormente propostos com ligas multicomponentes Al-Sn- Mg e Al-Bi-Si também no sentido de desenvolver correlações entre parâmetros microestruturais dessas ligas e a correspondente resistência à corrosão. Tendo em vista o potencial de aplicações tribológicas dessas ligas, analisar também o efeito de parâmetros da microestrutura em situações de ação simultânea de desgaste e corrosão, isto é, em condições de tribocorrosão.
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