Solidificação unidirecional transitória, microestrutura e propriedades termofísicas e mecânicas de ligas Al-Ag-(Cu)

(1)

UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS

Faculdade de Engenharia Mecânica

ROBERTO NUNES DUARTE

SOLIDIFICAÇÃO UNIDIRECIONAL

TRANSITÓRIA, MICROESTRUTURA E

PROPRIEDADES TERMOFÍSICAS E

MECÂNICAS DE LIGAS Al - Ag – (Cu).

CAMPINAS 2016

(2)

ROBERTO NUNES DUARTE

SOLIDIFICAÇÃO UNIDIRECIONAL

TRANSITÓRIA, MICROESTRUTURA E

PROPRIEDADES TERMOFÍSICAS E

MECÂNICAS DE LIGAS Al - Ag – (Cu).

Orientador: Prof. Dr. Amauri Garcia Coorientador: Prof. Dr. Noé Cheung

CAMPINAS 2016

Tese de Doutorado apresentada à Faculdade de Engenharia Mecânica da Universidade Estadual de Campinas como parte dos requisitos exigidos para obtenção do título de Doutor em Engenharia Mecânica, na Área de Materiais e Processos de Fabricação.

(3)

(4)

(5)

Dedico este trabalho a Deus em primeiro lugar e as pessoas importantes nesta encarnação Izabel, Sabrina e Luzia.

(6)

Agradecimentos

Em primeiro lugar, agradeço a Deus por ter permitido a transformação de um sonho em realidade. Agradeço à Rita Izabel Duarte e à Sabrina Duarte por suportarem as ausências e por me incentivarem a seguir em frente sempre que necessário.

Ao Prof. Dr. Amauri Garcia pela sua paciência e intervenções nos momentos certos, que levaram à conclusão deste trabalho.

Ao Noé Cheung que plantou a semente e ajudou a cuidar do trabalho, companheiro que hoje posso chamar de amigo.

Aos amigos Crystopher Brito e Pedro Goulart que me ajudaram muito ao longo destes anos, discutindo, ensinando e trabalhando junto.

Aos companheiros Renato Chaves e Jonas Dias pelos incentivos e ajuda nos trabalhos e que hoje também se tornaram amigos.

Também agradeço à minha mãe Luzia Duarte pelo suporte dado durante a graduação (início de tudo) e à minha irmã Regina Duarte por cuidar da minha mãe e me proporcionar a tranqüilidade necessária.

Ao DEMA-FEM-Unicamp.

Ao Instituto Federal de Educação, Ciência e Tecnologia de São Paulo. Ao LNNano – CNPEM pelo uso do difratômetro de raios-X.

A Alcoa Poços de Caldas pela doação de alumínio.

Aos amigos do GPS: Bismarck Silva, Clarissa Barros, Emmannuele Freitas, Felipe Bertelli, Joanisa Possato, José Spinelli, Manuel Canté, Manuel Castanho, Marcelino Dias, Nathália Verissimo, Talita Vida, Thiago Costa, Thiago Soares, Rafael Kakitani, Ricardo

(7)

Orcelio e Whashington Santos pelo acolhimento, pelos debates e pelos momentos de descontração

Enfim, tenho tantos a quem agradecer e para não correr o risco de esquecer de alguém agradeço de forma geral aos técnicos dos laboratórios e a todos aqueles que de forma direta ou indireta colaboraram.

(8)

“Seja humilde para admitir seus erros, inteligente para aprender com

eles e maduro para corrigi-los.”

(9)

Resumo

Ligas à base de alumínio têm sido cada vez mais aplicadas em componentes mecânicos em substituição a materiais metálicos mais tradicionais como os aços, objetivando principalmente a redução de peso e maior resistência à corrosão. No que diz respeito às crescentes aplicações dessas ligas nas indústrias automobilística e aeronáutica, o fator peso é significativo já que está diretamente relacionado ao consumo de energia, e nesse particular, as ligas de Al ganham destaque quando analisados diferentes materiais metálicos quanto à relação resistência mecânica/peso. Em componentes cujos processos de manufatura preservam a estrutura de solidificação, ou quando são submetidos a tratamentos de refusão superficial/re-solidificação, os parâmetros da microestrutura serão condicionantes das propriedades finais. Uma análise da literatura permite verificar que apesar da variedade de investigações existentes focadas em ligas binárias de Al, alguns sistemas como Al-Ag não foram ainda devidamente estudados, apesar de seu potencial de aplicação decorrente das boas características de fundição e trabalhabilidade. Neste trabalho, 4 ligas hipoeutéticas Al-Ag, 1 liga hipoeutética Al-Cu e uma liga ternária Al-Ag-Cu foram solidificadas unidirecionalmente em regime transitório de fluxo de calor, que é a condição mais próxima da maioria dos processos industriais de solidificação, para o mapeamento da evolução da microestrutura. Parâmetros térmicos tais como a velocidade de deslocamento da isoterma liquidus (VL), gradiente térmico (GL) e taxa de resfriamento (TR) foram determinados experimentalmente a partir das curvas de resfriamento. Foi utilizado um software de termodinâmica computacional para a determinação de caminhos de solidificação e propriedades termofísicas, as quais foram subseqüentemente utilizadas juntamente com dados térmicos experimentais em modelo numérico de solidificação para a determinação de coeficientes transitórios de transferência de calor metal/molde. A microestrutura de solidificação, para todas as ligas analisadas, foi caracterizada por matriz rica em Al de morfologia dendrítica. Os espaçamentos dendríticos primários (λ1), os espaçamentos dendríticos secundários (λ2) e espaçamentos dendríticos terciários (λ3) foram medidos e são propostas leis experimentais de crescimento em função de VL e TR. Previsões teóricas de modelos de crescimento dendrítico para regime transitório (Bouchard-Kirkaldy e Hunt-Lu) foram confrontadas com os resultados experimentais. A

(10)

avaliação de dureza e propriedades de tração obtidas para as ligas Al-Ag, em diferentes posições ao longo dos comprimentos dos lingotes (ou seja, para valores de λ1 eλ2crescentes da base refrigerada ao topo dos lingotes unidirecionais) mostrou que a escala desses parâmetros não influi nos valores experimentais dessas propriedades, que, entretanto, aumentam com o aumento do teor de Ag da liga. Já a adição de 4,5%Cu à liga Al-4,5%Ag mostrou queo espaçamento dendrítico para a liga Al-4,5%Ag-4,5%Cu passa a exercer influência significativa nessas propriedades mecânicas, com valores máximos de alongamento específico e limite de resistência à tração da liga ternária(associados aos valores experimentais mínimos de λ1),aumentando, respectivamente, 2,5 vezes e 36% superiores quando comparados àqueles correspondentes aos máximos valores experimentais de λ1. Leis experimentais são propostas relacionando propriedades de tração em função de espaçamentos dendríticos para a liga ternária.

Palavras-chave: Ligas Al-Ag e Al-Ag-Cu; solidificação unidirecional transitória; microestrutura dendrítica, dureza, propriedades de tração.

(11)

Abstract

Aluminum-based alloys are being increasingly applied in the manufacture of mechanical components replacing traditional metallic materials such as steel, with a view to reducing weight and to increasing corrosion resistance. As far as the application of these alloys in the automotive and aeronautics industries are concerned, the weight is considered a significant factor, since it is directly connected to energy consumption, and in this particular situation Al-based alloys surpass other alternative metallic materials with respect to the mechanical strength/weight ratio. Considering manufacturing processes that preserve the original solidification structure of components, or when they are subjected to surface remelting/re-solidification treatments, the microstructural parameters will play a determinant role in the final properties. By analyzing the literature, it is possible to verify that despite the existence of a variety of studies focusing on binary Al alloys, some systems, such as Al-Ag, have not been properly investigated despite the application potential of such alloys associated with their castability and workability.In this study, four hypoeutectic Al-Ag alloys, one hypoeutectic Al-Cu alloy and a ternary Al-Ag-Cu alloy were directionally solidified under unsteady-state heat flow conditions, which is the class of heat flow encompassing the majority of industrial solidification processes, and the microstructure evolution was analyzed. Thermal parameters such as the growth rate (VL), thermal gradient (GL) and the cooling rate (TR) were experimentally determined by the experimental cooling curves. A computational thermodynamics software was used for the characterization of the solidification paths and thermophysical properties, which have been subsequently used with the experimental temperature data in a numerical solidification model for the determination of transient metal/mold heat transfer coefficients. The solidification microstructure of all the alloys examined is shown to be characterized by an Al-matrix of dendritic morphology along the entire lengths of the castings. The primary dendritic arm spacing (λ1), secondary dendritic arm spacing (λ2) and the terciary arm spacing (λ3) were measured and experimental growth laws relating λ1,λ2and λ3 to VL e TRare proposed. The experimental dendritic spacings are compared with theoretical predictions furnished by unsteady-state growth models (Bouchard-Kirkaldy and Hunt-Lu). Hardness and tensile properties determined along the length of the

(12)

directionally solidified Al-Ag alloys castings (that is, with increasing dendritic spacings from the cooled bottom to the top of the castings) have shown that the scale of such microstructural parameters do not affect the experimental values of such properties. However, both hardness and tensile properties increase with the increase in the alloy Ag content. In contrast, with the addition of 4.5%Cu to the Al-4.5%Ag alloy, the dendritic spacing for Al-4,5%Ag-4,5%Cu alloy is shown to affect significantly such mechanical properties, with maximum values of elongation to fracture and ultimate tensile strength (associated with minimum λ1 values) increasing 2.5X and 36%, respectively, when compared with the corresponding values associated with maximum λ1 values. Experimental growth laws are proposed relating tensile properties to the dendritic spacings for the ternary alloy.

Keywords: Al-Ag and Al-Ag-Cu alloys; transient unidirectional solidification; dendritic microstructure, hardness, tensile properties.

(13)

Lista de Ilustrações

Figura 1-1 - Esquema de uma microestrutura de solidificação de liga metálica (Rosa, 2007). 31 Figura 1-2 - Representação esquemática de exemplo da sequência de instabilização da

interface sólido/líquido durante a solidificação. 31 Figura 2-1- Encadeamento de fatores e eventos durante a solidificação de um metal (Garcia,

2007). 36

Figura 2-2 - Modos de transferência de calor atuantes no sistema metal/molde (adaptado de

Rosa, 2007). 39

Figura 2-3 – Dispositivo de solidificação unidirecional vertical ascendente (Spinelli, 2005). 40 Figura 2-4 – Dispositivo de solidificação vertical descendente: 1 - Aquisição via computador;

2 - Material refratário; 3 - Resistências elétricas; 4 - Lingoteira; 5 - Termopares; 6 - Registrador de dados térmicos; 7 - Câmara de refrigeração; 8 – Rotâmetro; 9 – Metal líquido; 10 – Controle de potência do forno (Spinelli, 2005). 42 Figura 2-5 – Desenho esquemático do dispositivo de solidificação unidirecional horizontal.

Adaptado de Goulart (2005). 43

Figura 2-6 - Representação de uma liga solidificada unidirecionalmente, mostrando as

estruturas coquilhada, colunar e equiaxial (Goulart, 2010). 46 Figura 2-7- Representação esquemática da formação da zona colunar (Garcia, 2007). 46 Figura 2-8 - Representações esquemáticas da atuação dos fatores de influência na formação

das estruturas de solidificação: SRC – Grau de super-resfriamento; GL – Gradiente térmico à frente da interface; VL – Velocidade da interface; e C0 –

concentração de soluto (Rosa 2007). 50

Figura 2-9 - Representação dos espaçamentos celulares (λλλλc), espaçamentos dendríticos

primários (λλλλ1), secundários (λλλλ2) e terciários (λλλλ3) (Bertelli, 2012). 50 Figura 2-10 - Indicação da região com super-resfriamento constitucional: (A) Perfil de

acumulação de soluto à frente da interface S/L; e (B) Perfil inverso de temperatura liquidus correspondente à região super-resfriada

constitucionalmente (Garcia 2007). 51

(14)

Figura 2-12 - Mudança morfológica na estrutura de crescimento à medida que a velocidade é aumentada: (a) crescimento celular regular em baixas velocidades; (b)

crescimento celular com alteração na direção de crescimento; (c) transição celular/dendrítica; (d) crescimento dendrítico com início da formação de

instabilidade laterais. (adaptado de Garcia, 2007). 53 Figura 2-13 - Esquema representativo de uma estrutura celular – dendrítica e micrografia da

estrutura celular/dendrítica (Rosa, 2007). 54

Figura 2-14 - Condições de transição planar/celular/dendrítica pelo efeito do

super-resfriamento constitucional (Garcia, 2007). 54

Figura 2-15 - Esquema de uma dendrita espiral (Akamatsu, 2010). 55 Figura 2-16 - Micrografia de uma dendrita espiral (Akamatsu, 2010). 55 Figura 2-17 - Representação esquemática da dendrita mostrando a linha do formato liso

assumido pelo modelo de Hunt, (Hunt, 1979). 61

Figura 2-18 - Vista esquemática do crescimento celular ou dendrítico, mostrando o formato hipotético da ponta da dendrita assumido por Hunt (Hunt, 1979). 61 Figura 2-19 - Condições assumidas por Kurz – Fisher para determinação dos espaçamentos

celulares e dendríticos primários (Kurz e Fisher, 1992). 63 Figura 2-20 – Combinação entre o alumínio e os principais elementos de liga, adaptado de

Suker (Suker, 2013). 75

Figura 2-21 – Diagrama de fases mostrando o campo das fases metaestáveis que

correspondem a zona de Guinier-Preston, adaptado de Baur (Baur e Gerold,

1962). 80

Figura 2-22 – Curvas de tensão x deformação liga Al-10,8%Ag a) condição solubilizada com e sem envelhecimento subsequente b) processada por ECA e com e sem

envelhecimento subsequente (adaptado de Ohashi, 2006) 82 Figura 3-1 – Fluxograma simplificado do método utilizado. 87 Figura 3-2 - (A) Balança digital, (B) cadinho de carboneto de silício e (C) forno elétrico tipo

mufla. 88

Figura 3-3 – Lingoteira bipartida (A) e base (B) (Goulart, 2010). 89 Figura 3-4 – Dispositivo de solidificação unidirecional vertical ascendente. 91 Figura 3-5 – Lingoteira posicionada no dispositivo de solidificação unidirecional vertical

(15)

Figura 3-6 - Representação esquemática do dispositivo de solidificação ascendente (Faria,

2015). 92

Figura 3-7 – Diagrama de fases parcial em equilíbrio do sistema Al-Cu (THERMO-CALC,

2008). 95

Figura 3-8 – Diagrama de fases pseudo-binário parcial em equilíbrio do sistema Al-Cu-Ag, com teor de Ag fixado em 4,5% (THERMO-CALC, 2008). 96 Figura 3-9 – Diagrama de fases binário em equilíbrio do sistema Al-Ag, (THERMO-CALC,

2008). 97

Figura 3-10 – Diagrama de fases binário parcial em equilíbrio do sistema Al-Ag, com linhas verticais indicando as composições examinadas no presente trabalho

(THERMO-CALC, 2008). 98

Figura 3-11 – Esquema do corte dos corpos de prova para análise de composição química ao longo do comprimento dos lingotes unidirecionais. 102 Figura 3-12 - Espectrômetro de fluorescência de raios X, modelo Rigaku RIX 3100. 102 Figura 3-13 – (A) lingote antes do corte, (B) corte do lingote na serra, (C) lingote lixado até

grana 600 e (D) macroestrutura de grãos colunares direcionais direcional

revelada pelo ataque químico. 103

Figura 3-14 – (A) detalhamento do corte do lingote para obtenção das amostras para análise microestrutural; (B) detalhamento do corte das amostras para embutimento em

baquelite (Faria, 2015). 104

Figura 3-15 – Microscópio óptico da marca Leica, modelo DM IL M LED. 105 Figura 3-16 - Esquema representativo das técnicas utilizadas para quantificar os espaçamentos

dendríticos: (A) secção transversal da estrutura dendrítica para medição de λ1; (B) secção longitudinal da estrutura dendrítica para medição de λ2. 106 Figura 3-17 – Difratômetro de raios-X da marca Panalytical, modelo X´pert PRO. 107

Figura 3-18 - Microscópio eletrônico de varredura. 108

Figura 3-19 – (A) parte central dos lingotes extraída para usinagem dos corpos de prova de ensaio de tração; (B) esquema da retirada dos corpos de prova para ensaio de

tração. 109

Figura 3-20 – Desenho esquemático dos corpos de prova para ensaio de tração conforme ASTM E8M (2013). Dimensões em milímetros (Faria, 2015). 110

(16)

Figura 3-21 – Equipamento servo-hidráulico para ensaios mecânicos da marca MTS, modelo

810-FlexTest 40. 110

Figura 3-22 - Perfil de temperatura indicando o tempo de passagem da isoterma liquidus. 112 Figura 3-23 - Representação gráfica do deslocamento da posição da isoterma liquidus em

função do tempo. 113

Figura 3-24 - Representação esquemática da obtenção do gráfico das velocidades em função do tempo e em função da posição (Feitosa, 2013). 114 Figura 3-25 - Representação gráfica do cálculo das taxas de resfriamento (TR) em função do

tempo e da posição (Feitosa, 2013). 115

Figura 4-1 – Curvas experimentais de resfriamento da liga Al-2,3%Ag. 118 Figura 4-2 – Curvas experimentais de resfriamento da liga Al-3,4%Ag. 118 Figura 4-3– Curvas experimentais de resfriamento da liga Al-4,5%Ag. 119 Figura 4-4 – Curvas experimentais de resfriamento da liga Al-14%Ag. 119 Figura 4-5 – Curvas experimentais de resfriamento da liga Al-4,5%Cu. 120 Figura 4-6 – Curvas experimentais de resfriamento da liga Al-4,5Ag-4,5%Cu. 120 Figura 4-7 – Confronto entre curvas simuladas de resfriamento da liga Al-3,4%Ag e evolução

térmica experimental. 122

Figura 4-8 – Confronto entre curvas simuladas de resfriamento da liga Al-4,5%Ag e evolução

Figura 4-9 - Confronto entre curvas simuladas de resfriamento da liga Al-14%Ag e evolução

Figura 4-10 - Evolução dos coeficientes de transferência de calor metal/molde com o tempo

para as ligas Al-3,4%Ag, Al-4,5%Ag e Al-14%Ag. 124

Figura 4-11 – Posição a partir da interface metal/molde em função do tempo de passagem da isoterma liquidus das ligas Al-2,3%Ag, Al-3,4%Ag, Al-4,5%Ag e Al-14%Ag.

125 Figura 4-12 – Posição a partir da interface metal/molde em função do tempo de passagem da

isoterma liquidus das ligas Al-4,5%Cu e Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 125 Figura 4-13 – Velocidades de deslocamento da isoterma liquidus em função da posição a

partir da interface metal/molde das ligas Al-2,3%Ag, Al-3,4%Ag, Al-4,5%Ag e

(17)

Figura 4-14 – Velocidades de deslocamento da isoterma liquidus em função da posição a partir da interface metal/molde das ligas Al-4,5%Cu e Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 127 Figura 4-15 – Taxas de resfriamento em função da posição a partir da interface metal/molde

das ligas Al-2,3%Ag, Al-3,4%Ag, Al-4,5%Ag e Al-14%Ag. 128 Figura 4-16 – Taxas de resfriamento em função da posição a partir da interface metal/molde

das ligas Al-4,5%Cu e Al-4,5%Cu-4,5%Ag. 129

Figura 4-17- Gradientes térmicosem função da posição das ligas 2,3%Ag, 3,4%Ag,

Al-4,5%Ag e Al-14%Ag. 131

Figura 4-18 - Gradientes térmicosem função da posição das ligas Al-4,5%Cu e

Al-4,5%Cu-4,5%Ag. 131

Figura 4-19 – Macroestruturas de lingotes obtidos das ligas em estudo: 2,3%Ag,

Al-3,4%Ag, Al-4,5%Ag e Al-14%Ag. 133

Figura 4-20 – Macroestruturas de lingotes obtidos das ligas em estudo: 4,5%Cu;

Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 134

Figura 4-21 – Perfis de concentração de Ag nas ligas Al-2,3%Ag, Al-3,4%Ag, Al-4,5%Ag e

Al-14%Ag. 135

Figura 4-22 – Perfil de concentração de Cu na liga Al-4,5%Cu. 136 Figura 4-23 – Perfis de concentração de Ag e Cu na liga Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 136 Figura 4-24 – Microestruturas longitudinais à esquerda e, à direita, microestruturas

transversais das posições 3 mm, 9 mm, 15 mm, 30 mm, 50 mm e 70 mm a partir

da interface metal/molde da liga Al-2,3%Ag. 139

Figura 4-25 – Microestruturas longitudinais à esquerda e, à direita, microestruturas

Figura 4-27 – Microestruturas longitudinais à esquerda e, à direita, microestruturas transversais das posições 5 mm, 15 mm, 30 mm, 40 mm e 50 mm a partir da

(18)

transversais das posições 3 mm, 12 mm, 15 mm, 20 mm, 30 mm, 40 mm e 50 mm a partir da interface metal/molde da liga Al-4,5%Cu. 147 Figura 4-29 – Microestruturas longitudinais à esquerda e, à direita, microestruturas

transversais das posições 3 mm, 15 mm, 20 mm, 30 mm, 50 mm e 70 mm a partir da interface metal/molde da liga Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 149 Figura 4-30 – Microestruturas transversais da posição 70 mm a partir da interface

metal/molde da liga Al-4%Cu-4%Ag: (a) aumento de 100 X; (b) aumento de

500 X. 149

Figura 4-31 – Espaçamento dendrítico primário em função da posição a partir da interface metal/molde das ligas Al-2,3%Ag, Al-3,4%Ag, Al-4,5%Ag e Al-14%Ag. 151 Figura 4-32 – Espaçamento dendrítico secundário em função da posição a partir da interface

metal/molde das ligas Al-2,3%Ag, Al-3,4%Ag, Al-4,5%Ag e Al-14%Ag. 151 Figura 4-33 – Espaçamento dendrítico primário em função da posição a partir da interface

metal/molde das ligas Al-4,5%Cu e Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 152 Figura 4-34 – Espaçamento dendrítico secundário em função da posição a partir da interface

metal/molde das ligas Al-4,5%Cu e Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 152 Figura 4-35 – Espaçamento dendrítico terciário em função da posição a partir da interface

metal/molde das ligas Al-4,5%%Cu e Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 153 Figura 4-36 – Espaçamento dendrítico primário em função da velocidade de deslocamento da

isoterma liquidus das ligas Al-2,3%Ag, Al-3,4%Ag, Al-4,5%Ag e Al-14%Ag. 154 Figura 4-37 – Espaçamento dendrítico primário em função da taxa de resfriamento das ligas

Al-2,3%Ag, Al-3,4%Ag, Al-4,5%Ag e Al-14%Ag. 155

Figura 4-38 – Espaçamento dendrítico secundário em função da velocidade de deslocamento da isoterma liquidus das ligas 2,3%Ag, 3,4%Ag, 4,5%Ag e

Al-14%Ag. 156

Figura 4-39 – Espaçamento dendrítico secundário em função da taxa de resfriamento das ligas

Figura 4-40 – Espaçamento dendrítico primário em função da velocidade de deslocamento da isoterma liquidus das ligas Al-4,5%Cu e Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 158

(19)

Figura 4-41 – Espaçamento dendrítico primário em função da taxa de resfriamento das ligas

Al-4,5%Cu e Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 159

Figura 4-42 – Espaçamento dendrítico secundário em função da velocidade de deslocamento da isoterma liquidus das ligas Al-4,5%Cu e Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 159 Figura 4-43 – Espaçamento dendrítico secundário em função da taxa de resfriamento das ligas

Al-4,5%Cu e Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 160

Figura 4-44 – Espaçamento dendrítico terciário em função da velocidade de deslocamento da isoterma liquidus das ligas Al-4,5%Cu e Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 160 Figura 4-45 – Espaçamento dendrítico terciário em função da taxa de resfriamento das ligas

Al-4,5%Cu e Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 161

Figura 4-46 – Espaçamento dendrítico terciário em função da velocidade de deslocamento da isoterma liquidus das ligas Al-4,5%Cu e Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 161 Figura 4-47 – Espaçamento dendrítico terciário em função da taxa de resfriamento das ligas

Al-4,5%Cu e Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 162

Figura 4-48 – Comparação entre os espaçamentos dendríticos primários experimentais e teóricos obtidos pelos modelos de Hunt-Lu e Bouchard-Kirkaldy em função da

taxa de resfriamento da liga Al-2,3%Ag. 163

taxa de resfriamento da liga Al-14%Ag. 165

taxa de resfriamento da liga Al-4,5%Cu. 165

Figura 4-53 – Padrões de difração de raios-X da liga Al-2,3%Ag. 166 Figura 4-54 – Padrões de difração de raios-X da liga Al-3,4%Ag. 167 Figura 4-55 – Padrões de difração de raios-X da liga Al-4,5%Ag. 167

(20)

Figura 4-56 – Padrões de difração de raios-X da liga Al-14%Ag. 168 Figura 4-57 – Padrões de difração de raios-X da liga Al-4,5%Cu. 168 Figura 4-58 – Padrões de difração de raios-X da liga Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 169 Figura 4-59 – Pontos analisados por EDS na posição 70 mm a partir da interface metal/molde

da liga Al-2,3%Ag. 170

Figura 4-60 – Pontos analisados por EDS na posição 70 mm a partir da interface metal/molde

da liga Al-14%Ag. 171

da liga Al-4,5%Cu. 172

da liga Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 172

Figura 4-65 – Microdureza em função da posição a partir da interface metal/molde das ligas

Figura 4-66 – Microdureza em função do teor de Ag das ligas Al-Ag. 174 Figura 4-67 – Microdureza em função da posição a partir da interface metal/molde:

comparação entre as ligas Al-4,5%Ag, Al-4,5%Cu e Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 175 Figura 4-68 – Limite de resistência à tração em função do espaçamento dendrítico primário

das ligas Al-2,3%Ag, Al-3,4%Ag, Al-4,5%Ag e Al-14%Ag. 176 Figura 4-69 – Limite de escoamento em função do espaçamento dendrítico primário das ligas

Figura 4-70 – Alongamento específico em função do espaçamento dendrítico primário das ligas Al-2,3%Ag, Al-3,4%Ag, Al-4,5%Ag e Al-14%Ag. 177 Figura 4-71 - Limite de resistência à tração em função do teor de Ag de ligas hipoeutéticas

Al-Ag 178

Figura 4-72 - Limite de escoamento em função do teor de Ag de ligas hipoeutéticas Al-Ag. 178 Figura 4-73 – Limite de resistência à tração em função do espaçamento dendrítico primário,

(21)

Figura 4-74 – Limite de escoamento em função do espaçamento dendrítico primário,

comparação entre as ligas Al-4,5%Ag, Al-4,5%Cu e Al-4,5%Ag-4,5%Cu. 180 Figura 4-75 – Alongamento específico em função do espaçamento dendrítico primário,

(22)

Lista de Tabelas

Tabela 2-1 - Equações experimentais dos espaçamentos dendríticos secundários (EDS) indicando o fator exponencial e o valor da constante C para diversas ligas

metálicas (Garcia, 2007) 71

Tabela 2-2 - Modelos teóricos de crescimento dendríticos secundários (EDS) 71 Tabela 3-1 – Análise química por espectrometria de fluorescência de raios-X dos metais

utilizados na preparação das ligas. 94

Tabela 3-2 - Propriedades termofísicas de ligas do sistema Al-Ag usadas para cálculos

teóricos (Engin et al., 2009; Thermo-Calc® 2008; Ejima, 1980) 99 Tabela 3-3 – Propriedades termofísicas utilizadas nos modelos da literatura aplicados à liga

Al-4,5%Cu (Ahmadein et al., 2013; Ares, Gueijman e Schvezov, 2010; Garcia,

2007; Trivedi et al., 2001). 100

Tabela 3-4 – Propriedades termofísicas utilizadas no modelo teórico desenvolvido por Rappaz e Boettinger (1999) aplicado à liga Al-4,5%Cu-4,5%Ag (Ejima; Yamamura, 1980; Jácome et al., 2012; Lee; Cahoon, 2011; THERMO-CALC,

(23)

Lista de Abreviaturas e Siglas

Letras Latinas a = constante [adimensional] A = constante [adimensional] b = constante [adimensional] B = constante [adimensional] C = concentração [% em peso] D = difusividade de soluto [m²/s] f = fração [adimensional] G = gradiente térmico [K/m]

h = coeficiente de transferência de calor [W/(m²K)]

H = coeficiente [HV]

k = coeficiente de partição de soluto [adimensional]

K = coeficiente [µm1/2/HV]

L = calor latente de fusão [J/kg]

m = inclinação da linha liquidus [K/(% em

peso)]

M = parâmetro do modelo de Rappaz e Boettinger (1999) [adimensional]

n = número de ramos secundários adjacentes [adimensional]

(24)

P = posição a partir da interface metal/molde [mm]

t = tempo [s]

T = temperatura [K]

TR = taxa de resfriamento [K/s]

V = velocidade [m/s]

W = parâmetro do modelo de Kurz e Fisher (1992) [adimensional]

X = parâmetro do modelo de Feurer (1977) [adimensional]

Z = constante [adimensional] Letras Gregas Γ = coeficiente de Gibbs-Thomson [m.K] Δ = variação [adimensional] α = constante [adimensional] β = constante [adimensional]

δ = alongamento específico [adimensional]

ε = deformação [adimensional]

λ = espaçamento [µm]

σ = tensão [MPa]

(25)

Superescritos

n = número total de elementos da liga

Subscritos 0 = nominal 1 = primário 2 = secundário 3 = terciário a = antes amb = ambiente c = celular e = escoamento E = eutético F = fusão

g = coeficiente global de transferência de calor na interfacemetal/molde j = cada elemento de liga

l = líquido L = liquidus max = máximo s = sólido S = solidus

(26)

u = resistência à tração v = base volumétrica V = vazamento

Abreviações

DRX = difração de raios-X ECA = extrusão em canal angular

EDS = espectroscopia por energia dispersiva FRX = fluorescência de raios X

MEV = microscópio eletrônico de varredura SRC = super-resfriamento constitucional

Siglas

ASM = American Society for Metals

DEMM = Departamento de Engenharia de Manufatura e Materiais FEM = Faculdade de Engenharia Mecânica

GPS = Grupo de Pesquisas em Solidificação

IFSP = Instituto Federal de Educação, Ciência e Tecnologia do Estado de São Paulo UNICAMP = Universidade Estadual de Campinas

LNNano = Laboratório Brasileiro de Nanotecnologia

(27)

SUMÁRIO

1 INTRODUÇÃO ... 30 1.1 Considerações Iniciais ... 30 1.2 Objetivos ... 33 2 REVISÃO DA LITERATURA ... 35 2.1 Considerações Iniciais ... 35 2.2 Parâmetros Térmicos de Solidificação... 35 2.3 Tipos de Dispositivos Experimentais para Solidificação Unidirecional Transitória . 39 2.3.1 Solidificação Unidirecional Vertical Ascendente... 39 2.3.2 Solidificação Unidirecional Vertical Descendente ... 41 2.3.3 Solidificação Unidirecional Horizontal ... 43 2.4 Estruturas de Solidificação ... 44 2.4.1 Macroestrutura ... 44 2.4.2 Morfologias da Microestrutura ... 48 2.4.3 Crescimento Dendrítico ... 51 2.5 Leis de Crescimento Celular e Dendrítico ... 56 2.5.1 Modelos de Crescimento Celulares e Dendríticos Primários ... 58 2.5.2 Modelos de Crescimento Dendrítico Secundário ... 70 2.5.3 Modelos de Crescimento Dendrítico Terciário ... 73 2.6 Propriedades Mecânicas do Alumínio e suas ligas ... 74 2.7 Ligas de Al-Ag - (Cu) ... 78 3 MATERIAIS E MÉTODOS ... 84 3.1 Considerações Iniciais ... 84 3.2 Planejamento Experimental ... 84

(28)

3.3 Acessórios e equipamentos ... 88 3.4 Obtenção e características das ligas ... 94 3.5 Análise do Perfil de Concentração ao longo do Comprimento dos Lingotes ... 101 3.6 Caracterização macro e microestruturais ... 102 3.6.1 Procedimentos metalográficos para a obtenção da macroestrutura ... 103 3.6.2 Procedimentos metalográficos para análise da microestrutura... 104 3.7 Análise de Difração de Raios-X ... 106 3.8 Análise de Espectroscopia por Energia Dispersiva - EDS... 107 3.9 Ensaio de Microdureza Vickers ... 108 3.10 Ensaios de Tração ... 108 3.11 Determinação dos Parâmetros Térmicos de Solidificação e Coeficientes de

Transferência de Calor Metal/Molde (hg) ... 111 4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 117 4.1 Considerações Iniciais ... 117 4.2 Curvas de Resfriamento das Ligas Al-Ag, Al-Cu e Al-Ag-Cu ... 117 4.3 Determinação dos coeficientes globais de transferência de calor metal/molde (hg)121 4.4 Tempo de Passagem da Isoterma Liquidus (P(t)) ... 124 4.5 Velocidade da Isoterma Liquidus (V(P)) ... 126 4.6 Determinação das Taxas de Resfriamento (TR) ... 128 4.7 Gradiente Térmico (GL) ... 129 4.8 Estruturas de Solidificação ... 132 4.8.1 Macroestruturas ... 132 4.8.2 Análise da Composição Química ao Longo do Comprimento dos Lingotes ... 134 4.8.3 Microestruturas ... 137 4.8.4 Caracterização dos espaçamentos dendríticos ... 150 4.9 Comparações com Modelos Teóricos de Crescimento ... 162

(29)

4.10 Identificação das Fases das Microestruturas ... 166 4.11 Correlação entre Espaçamentos Dendríticos e Propriedades Mecânicas ... 173 4.11.1 Microdureza ... 173 4.11.2 Propriedades Mecânicas de Tração ... 175 5 CONCLUSÕES E SUGESTÕES PARA PRÓXIMOS TRABALHOS ... 183 5.1 Conclusões ... 183 5.2 Sugestões para Trabalhos Futuros ... 186 Referências ... 188

(30)

1 INTRODUÇÃO

1.1 Considerações Iniciais

Um componente mecânico é normalmente fabricado tendo que atender um conjunto de requisitos de projeto, dentre os quais podem ser citados como exemplo: resistência mecânica em condições de cargas constantes ou cíclicas; resistência ao desgaste em função da fricção entre partes do componente, faixa de temperatura de operação, resistência à ação oxidante ou reativa do meio ambiente. O grande desafio de determinados projetos consiste exatamente em otimizar uma determinada propriedade requerida sem causar efeitos deletérios sobre outras também imprescindíveis, ou seja, estabelecer um compromisso entre propriedades. Quando o processo de manufatura é baseado em matéria prima metálica no estado bruto de solidificação ou quando a liga metálica adotada não é suscetível a tratamentos térmicos que causem modificações microestruturais, serão os parâmetros da microestrutura de solidificação que estarão associados às propriedades finais.

É fato conhecido que o tipo de morfologia das estruturas de solidificação tem influência significativa nas propriedades mecânicas de um componente metálico. As diferenças na macroestrutura, passam pela formação ou de grãos de direções aleatórias de crescimento ou de grãos orientados, bem como pelas suas dimensões características. Na microestrutura, pela sua escala (espaçamentos celulares, dendríticos ou interfásicos), e pela escala e distribuição de segundas fases, poros, produtos segregados, etc, conforme mostrado no esquema da Figura 1.1 (Rosa, 2007). A relação entre estrutura e propriedades mecânicas já é estudada desde a década de 1950, quando surgiu a conhecida equação relacionando limite de escoamento com diâmetro médio do grão, decorrente de investigações de Hall (1951) e Petch (1953). Só mais recentemente estudos entre propriedades e parâmetros microestruturais passaram a focar as morfologias do interior do grão cristalino. Fixada a composição da liga, são os parâmetros térmicos de solidificação (gradiente térmico, velocidade e taxa de resfriamento) que podem conduzir, por exemplo, a instabilidades de crescimento que levam inicialmente a uma estrutura celular, e para maiores graus de instabilidade à estrutura dendrítica, conforme mostrado na Figura 1.2, onde a instabilidade da interface planar inicia-se em (A), induz a

(31)

formação de células (B), que gradativamente passam para uma transição à morfologia dendrítica (C-D) até que se estabelece um crescimento completamente dendrítico (E). Evidentemente que, à medida que a complexidade da liga aumenta no que diz respeito à existência de outras fases e reações invariantes características, e em ligas multicomponentes, esses parâmetros térmicos irão afetar também a morfologia e a escala dessas múltiplas fases (por exemplos fases intermetálicas, eutéticas, monotéticas, peritéticas, etc).

Figura 1-1-Esquema de uma microestrutura de solidificação de liga metálica(Rosa, 2007).

Figura 1-2 - Representação esquemática de exemplo da sequência de instabilização da

(32)

Ligas à base de alumínio têm sido cada vez mais utilizadas na substituição de materiais metálicos mais tradicionais como os aços, objetivando principalmente a redução de peso e maior resistência à corrosão. No que diz respeito às crescentes aplicações dessas ligas nas indústrias automobilística e aeronáutica, o fator peso está diretamente relacionado com consumo de energia, e nesse particular o Al é cerca de três vezes menos denso que o aço. O potencial de ligas de Al para aplicações que exigem resistências à corrosão e resistência ao desgaste também tem despertado um maior interesse investigativo (Granger, 1988). Nesse sentido, o Grupo de Solidificação da FEM/UNICAMP iniciou há cerca de 15 anos, uma sequência de trabalhos de pesquisa visando estabelecer correlações entre microestruturas de solidificação de ligas de Al e propriedades de aplicação. Foram desenvolvidos estudos dessa natureza inicialmente correlacionando propriedades de tração com espaçamentos caraterísticos da matriz rica em Al; com ligas Al-Cu (Quaresma et al., 2000); ligas Al-Fe (Goulart et al.,2010b); e ligas Al-Ni (Canté et al.,2010). O foco desse tipo de trabalho foi ampliado no sentido de incluir também a correlação microestrutura e resistência ao desgaste, com foco inicial em ligas Al-Si e Al-Sn (Cruz et al., 2010), e com continuidade em ligas monotéticas imiscíveis como Al-Pb e Al-Bi (Feitosa et al., 2013) e Al-In (Feitosa et al.,

2013). Foram iniciados também trabalhos em ligas multicomponentes, incorporando adição

de terceiros elementos às ligas binárias já estudadas, ainda na fase de caracterização da evolução microestrutural: Cu-Si (Ferreira et al., 2010); Fe-Ni (Canté et al.,2013); Al-Mg-Si (Brito et al., 2015) e Al-Bi-Sn (Costa et al., 2015).

Uma análise da literatura permite verificar que apesar da variedade de investigações existentes focadas em ligas binárias de Al, alguns sistemas como Al-Ag não foram ainda devidamente estudados, apesar de seu potencial de aplicação decorrente das boas características de fundição e trabalhabilidade (Mahmoud et al., 2010). Em particular no caso de solidificação em regime transitório, no qual ocorre gradual modificação de aspectos microestruturais bem como geração de fases metaestáveis ao longo da espessura da peça ou componente, não se encontram estudos na literatura. Estudos sobre ligas Al-Ag têm sido focados em tratamentos de homogeneização e precipitação e com associação de processos de severa deformação plástica, tendo em vista a busca de reforço na resistência mecânica associado a refino de grão e dispersão de precipitados (Nada et al., 2011; Lee et al., 2013).

(33)

1.2 Objetivos

Considerando a escassez na literatura de estudos de solidificação transitória de ligas Al-Ag e ligas Al-Al-Ag com adição de terceiros elementos (Al-Al-Ag-X), o presente trabalho objetiva contribuir nesse sentido através da realização da uma ampla análise experimental da solidificação de ligas do sistema Al-Ag, contemplando quatro ligas de composições hipoeutéticas e adição de Cu a uma dessas ligas para análise de uma liga ternária. Objetiva-se estudar a evolução microestrutural em condições de solidificação transitória e estabelecer correlações entre microestrutura, parâmetros térmicos da solidificação e propriedades mecânicas de tração. Para alcançar esses objetivos foram estabelecidas as seguintes metas sequenciais:

1. Revisão crítica e atualizada da literatura considerando: aspectos teóricos e práticos da solidificação unidirecional em regime transitório de fluxo de calor, formação de microestruturas de solidificação, parâmetros térmicos de controle da solidificação e modelos de crescimento teóricos e experimentais;

2. Elaborar 04 ligas hipoeutéticas Al-Ag em uma faixa representativa de composições, e uma liga ternária Al-Ag-Cu e realizar experimentos de solidificação unidirecional em dispositivo refrigerado a água, permitindo a análise do processo em ampla faixa de taxas de resfriamento durante a solidificação;

3. Registrar a evolução de temperaturas durante a solidificação a partir de termopares distribuídos ao longo do comprimento dos lingotes, e determinar a evolução dos parâmetros térmicos de solidificação: taxa de resfriamento (TR); velocidade de deslocamento da isoterma liquidus (VL)e gradiente térmico (GL);

4. Utilizar um software de termodinâmica computacional para gerar diagramas de equilíbrio; caminhos de solidificação e propriedades termofísicas. Sintetizar essas propriedades com outras localizadas na literatura. A partir dos resultados experimentais de

(34)

temperatura dos experimentos de solidificação e das propriedades termofísicas e utilizando um modelo numérico de solidificação, determinar para cada experimento, com ligas Al-Ag, leis experimentais dos perfis transitórios dos coeficientes de transferência de calor metal/molde;

5. Caracterizar a evolução macro e microestrutural das ligas Al-Ag e Al-Ag-Cu ao longo do comprimento dos lingotes direcionais, identificando fases e morfologia da matriz;

6. Correlacionar os espaçamentos interdendríticos primários (λ1) e secundários(λ2)com

os parâmetros térmicos de solidificação (TR,VL e GL ) para as ligas analisadas e estabelecer

leis experimentais de crescimento;

7. Comparar as leis de crescimento experimentais obtidas com as previsões teóricas de modelos de crescimento dendrítico em regime transitório;

8. Determinar a evolução de propriedades mecânicas como microdureza, limite de escoamento, limite de resistência à tração e alongamento específico ao longo do comprimento dos lingotes;

9. Estabelecer leis experimentais correlacionando propriedades de resistência à tração com o espaçamento dendrítico primário quando o efeito desse parâmetro microestrutural for significativo. Caso contrário, estabelecer uma correlação entre a evolução dessas propriedades com o teor de Ag da liga, também através de uma lei experimental.

(35)

2 REVISÃO DA LITERATURA

2.1 Considerações Iniciais

A solidificação das ligas metálicas pode ser considerada como um processo de transferência de calor em regime transitório. A transformação líquido/sólido libera calor latente em uma fronteira móvel que separa as duas fases de propriedades termofísicas distintas. O estudo da solidificação unidirecional transitória pode ser utilizado para analisar a evolução dos parâmetros térmicos da solidificação e sua correlação com a variação ao longo do tempo, permitindo a correlação destes parâmetros com as microestruturas formadas e consequentemente com propriedades de aplicação como a resistência mecânica, à corrosão,à fadiga e ao desgaste.

2.2 Parâmetros Térmicos de Solidificação

A análise do processo de solidificação unidirecional em regime transitório de ligas metálicas, que envolve a transferência de calor e massa, em conjunto com as técnicas de caracterização de macroestruturas e microestruturas, permite avaliar a influência dos parâmetros térmicos envolvidos nos processos dos produtos gerados e, dessa forma permitindo inter-relacionar aspectos de operação com características da microestrutura e de propriedades finais, ou seja, fornecendo ferramentas de programação prévia do produto. A Figura 2.1 apresenta o encadeamento dos fenômenos ocorridos durante a solidificação de um metal. A análise do processo de solidificação compreende, basicamente, a determinação da distribuição de temperaturas no sistema metal/molde e a determinação da cinética envolvida na transformação de estado líquido/sólido (Zhaoet al., 2010; Garcia, 2007).

Parâmetros térmicos como temperatura de vazamento (Tv), gradiente de temperatura (GL), velocidades de evolução das isotermas liquidus e solidus (VL e VS) e taxas de

(36)

resfriamento (TR), são decorrentes dos processos de transferências de calor e massa ocorridas durante a solidificação, assim como são determinantes na definição da morfologia apresentada pelas estruturas de solidificação microestrutural e macroestrutural. As estruturas e suas morfologias resultantes do processo de transformação líquido/sólido influenciam as propriedades do produto final, tanto em peças de fundição como naquelas que posteriormente sofrem transformações mecânicas ou térmicas (Canté, 2009; Garcia, 2007; Whitesell, 2001).

FIGURA 2-1- Encadeamento de fatores e eventos durante a solidificação de um metal (Garcia,

2007).

A literatura mostra que a solidificação unidirecional tem sido bastante utilizada no estudo experimental dos fenômenos térmicos que envolvem a solidificação e sua correlação

(37)

com as propriedades da liga ou metal solidificado. Esses estudos podem ser divididos em duas categorias: aqueles que tratam da solidificação em condições estacionárias de fluxo de calor e os que abordam a solidificação em regime transitório (Carvalho et al., 2013; Wang e

Trivedi, 2011; Silva et al., 2011; Goulart et al., 2010a; Rocha, Siqueira e Garcia, 2003a, 2003b; Li, 1997; Spittle e Brown, 1995; Lavernia et al., 1992). No primeiro caso, o

gradiente de temperatura (GL) e a velocidade de avanço da isoterma de transformação (VL) são controlados independentemente e mantidos constantes ao longo do experimento, como ocorre nos experimentos que utilizam a técnica Bridgman/Stockbarger (Stockbarger, 1936;

Bridgman, 1925). O estudo em condições estacionárias de fluxo de calor é muito utilizado na

determinação das relações quantitativas entre os aspectos microestruturais e parâmetros térmicos de solidificação, uma vez que permite analisar a influência de cada uma delas de forma independente e também permite um amplo mapeamento experimental dos parâmetros microestruturais da amostra solidificada.

Porém, a maioria dos processos industriais ocorre em condições transitórias de fluxo de calor, o que justifica a importância do estudo da solidificação transitória (Rocha, 2003 a e b). Neste caso, tanto o gradiente de temperatura como a velocidade de avanço da isoterma de transformação variam livremente com o tempo e a posição no interior do metal. Na literatura são raros os modelos teóricos de crescimento que correlacionam parâmetros microestruturais com parâmetros térmicos da solidificação transitória. Dos principais modelos de crescimento de ligas binárias apresentados na literatura, como os de Bouchard-Kirkaldy

(Bouchard-Kirkaldy, 1997), Hunt-Lu (Hunt e Lu,1996), Kurz e Fisher (Kurz e Fisher, 1992), Okamoto

e Kishitake (Okamoto e Kishitake, 1975), Trivedi (Trivedi, 1984) e Hunt (Hunt, 1984), somente os dois primeiros são aplicáveis a condições transitórias de solidificação. A validação desses dois modelos para solidificação transitória ainda é relativamente restrita, o que torna importante a avaliação teórico-experimental do efeito das variáveis térmicas (Tv, GL, VL, VS e TR) sobre os parâmetros da macroestrutura e da microestrutura resultantes do processo de solidificação unidirecional, para diversos sistemas metálicos binários, com diversas concentrações de soluto (Canté, 2009).

No início da solidificação, uma fina camada de metal solidifica-se junto à parede de um molde ou substrato. Porém, à medida que o processo avança, um espaço físico (gap) é formado separando o metal do molde, e que se desenvolve em consequência de mecanismos

(38)

associados principalmente à interação físico-química do metal com o molde: contração do metal e expansão do molde (Feitosa, 2014; Goulart, 2010; Canté, 2009; Garcia, 2007). Essa separação física gradativa entre metal e molde resulta em uma resistência térmica à passagem do calor em direção ao molde. O inverso dessa resistência é conhecido como coeficiente de transferência de calor metal/molde (hg) (Garcia, 2007).

A direção na qual o fluxo de calor é extraído relativamente ao sentido de avanço da frente de solidificação, bem como o sentido da solidificação em relação ao vetor gravidade, têm influências marcantes nas características do produto solidificado. Estes aspectos carecem ainda de estudos teóricos e experimentais mais extensivos e aprofundados. A literatura apresenta trabalhos que avaliam a influência de fatores como a convecção natural induzida por fatores térmicos e composicionais na formação e nos parâmetros quantificadores das estruturas de solidificação. Essas investigações têm permitido a obtenção de muitas informações relevantes sobre a evolução da cinética do processo de solidificação e sobre a redistribuição de soluto (macrossegregação e microssegregação) de ligas de sistemas metálicos e não metálicos (Canté, 2009;Cruz, 2008; Rosa et al., 2006a; Spinelli, 2004;

Osório, 2003; Siqueira, 2002; Rocha, 2003 a e b; Schneider e Beckermann, 1995).

A Figura 2.2 apresenta esquematicamente os modos de transferência de calor que podem ocorrer ao longo da solidificação unidirecional transitória ascendente em molde metálico refrigerado a água, tais como: convecção forçada na água, transferência newtoniana na interface água/molde, condução térmica no molde, transferência newtoniana na interface molde/metal, condução térmica no metal sólido, convecção e condução térmica no metal líquido.

(39)

Figura 2-2 - Modos de transferência de calor atuantes no sistema metal/molde (adaptado de

Rosa, 2007).

2.3 Tipos de Dispositivos Experimentais para Solidificação Unidirecional Transitória

2.3.1 Solidificação Unidirecional Vertical Ascendente

Na Figura 2.3 é mostrado um esquema de dispositivo de solidificação vertical ascendente, em que a liga é refundida ou já vazada fundida em molde cilíndrico e quando a temperatura da liga líquida atinge um determinado valor, inicia-se a solidificação através do acionamento da água de refrigeração na parte inferior do molde.

(40)

Figura 2-3 – Dispositivo de solidificação unidirecional vertical ascendente (Spinelli, 2005).

Um conjunto de termopares inseridos dentro do molde, em diferentes posições a partir da base refrigerada, permite o registro da evolução térmica durante todo o processo, que será utilizado posteriormente para a determinação dos parâmetros térmicos da solidificação. Nesse tipo de dispositivo, a solidificação processa-se em sentido contrário ao da ação da gravidade e, consequentemente, o peso próprio da liga atua no sentido de favorecer o contato térmico com a base refrigerada, contato que é dificultado em função do aparecimento do gap entre a base da lingoteira e a superfície do lingote, ocorrido pela gradativa contração volumétrica de solidificação (Faria, 2015; Feitosa, 2014; Goulart, 2010;Canté, 2009;Cruz, 2008; Rosa,

2006A).

Um aspecto típico desse dispositivo experimental é que, durante o processo de solidificação, o soluto/solvente é rejeitado na frente de solidificação com o vetor gravidade atuando em sentido contrário ao da solidificação. Dependendo do par soluto/solvente, pode ocorrer a formação de um líquido à frente da interface de solidificação mais denso que o restante do volume global de metal líquido, fazendo com que a solidificação se processe de forma completamente estável sob ponto de vista da rejeição de soluto/solvente no líquido.

(41)

Como o perfil de temperaturas no líquido é crescente em direção ao topo do lingote, o líquido mais denso localiza-se junto à fronteira de transformação sólido/líquido, e não ocorrem correntes convectivas nem por diferenças de temperatura e nem por diferenças de concentração. Isso permite uma análise experimental e cálculos teóricos isentos desse complicador, já que a transferência de calor dentro do lingote seria realizada essencialmente por condução térmica unidimensional (Osório, 2003; Siqueira, 2002; Rocha, 2003A). Caso a rejeição do soluto/solvente venha a induzir um líquido junto à frente de solidificação menos denso que o volume global do líquido, ocorreria a formação de movimento convectivo induzido pelo movimento desse líquido menos denso em direção ao topo do lingote.

2.3.2 Solidificação Unidirecional Vertical Descendente

Ao contrário do apresentado no item 2.3.1, a Figura 2.4 apresenta esquematicamente um dispositivo experimental de solidificação transitória vertical descendente, que apesar de ter o sentido do fluxo de calor contrário ao de solidificação unidirecional vertical ascendente é bastante similar ao descrito na seção anterior, porém a câmara refrigerada a água é localizada no topo do lingote. Nessas condições, a solidificação ocorre no mesmo sentido da ação da força da gravidade, com a força peso atuando no sentido de deslocar o lingote do contato com a base refrigerada. Isto proporciona, mais precocemente no processo, uma situação de maior resistência térmica à passagem de calor do lingote em direção ao fluido de refrigeração, quando comparada com a solidificação ascendente.

(42)

Figura 2-4 – Dispositivo de solidificação vertical descendente: 1 - Aquisição via computador;

2 - Material refratário; 3 - Resistências elétricas; 4 - Lingoteira; 5 - Termopares; 6 - Registrador de dados térmicos; 7 - Câmara de refrigeração; 8 – Rotâmetro; 9 – Metal líquido;

10 – Controle de potência do forno (Spinelli, 2005).

Outra diferença essencial em relação ao processo de solidificação citado no item 2.3.1 consiste na presença de algum movimento convectivo, uma vez que o perfil de temperatura do líquido é crescente em direção à base do lingote que está isolada termicamente, o que significa que poderá ocorrer pelo menos convecção por diferenças de temperatura no líquido. Se o soluto rejeitado produzir um líquido interdendrítico de maior massa específica do que o líquido nominal, ocorrerá também movimento convectivo provocado por diferenças de concentração (Goulart, 2010).

Esse tipo de dispositivo experimental é importante para análises comparativas com a solidificação ascendente, permitindo a verificação da influência de correntes convectivas na estrutura de solidificação e mostrando as diferenças entre ambas as configurações quando se solidificam ligas de mesma composição.

(43)

2.3.3 Solidificação Unidirecional Horizontal

Na Figura 2.5 é mostrado o esquema de um dispositivo de solidificação horizontal, no qual o processo de solidificação pode ser conduzido de duas formas distintas: na primeira, a partir do vazamento da liga líquida dentro de molde isolado termicamente, sendo o calor extraído somente por uma das paredes, constituída de um bloco maciço metálico, ou por uma câmara de refrigeração. Nesse caso, a turbulência do vazamento induz correntes de convecção forçada que levam algum tempo para se dissipar e agem com intensidades diferentes ao longo da secção do lingote.

Figura 2-5 – Desenho esquemático do dispositivo de solidificação unidirecional horizontal.

Adaptado de Goulart (2005).

A outra forma do processo é conduzida por um sistema semelhante ao da primeira, porém que permita fundir a liga em seu interior (primeiramente a liga é vazada líquida e solidificada dentro da lingoteira e posteriormente é refundida) até que uma temperatura seja alcançada, a partir da qual inicia-se a solidificação por refrigeração. Nessa situação, garante-se, com a fusão do metal dentro do molde, uma maior estabilidade em relação ao movimento de metal líquido. Entretanto, é importante ressaltar que não se podem garantir os mesmos parâmetros térmicos de solidificação ao longo de diferentes secções horizontais da base ao

(44)

topo do lingote, já que instabilidades térmicas e diferenças de massa específica no líquido irão induzir correntes convectivas, que serão diferentes ao longo dessas secções.

O mapeamento térmico da evolução da solidificação deve ser feito em uma secção horizontal o mais próximo possível do local de onde serão retiradas as amostras para análise da macroestrutura e da microestrutura (Goulart et al., 2006; Osório et al., 2003; Osório,

2002; Quaresma et al., 2000; Osório et al., 2000; Quaresma et al., 1999).

2.4 Estruturas de Solidificação

2.4.1 Macroestrutura

A macroestrutura do lingote solidificado é definida a partir da formação, no líquido, de núcleos sólidos que em condições termodinâmicas favoráveis, crescem dando origem aos grãos cristalinos da macroestrutura. A macroestrutura de uma liga solidificada será então caracterizada pela morfologia de seus grãos cristalinos, ou seja, suas dimensões, orientação e distribuição (Faria, 2015; Goulart, 2010; Canté 2009).

2.4.1.1 Zona Coquilhada

As altas taxas de resfriamento obtidas como resultado do contato da liga fundida líquida com o metal frio do molde no momento do vazamento na lingoteira irão provocar uma rápida diminuição local da temperatura e favorecer a nucleação intensa de grãos, dando origem à zona coquilhada, constituída por uma camada de grãos cristalinos de orientações aleatórias, normalmente de pequenas dimensões, localizados junto às paredes do molde. O decréscimo de temperatura irá ocasionar um super-resfriamento térmico e, com isso, os primeiros grãos cristalinos começam a se desenvolver de forma e tamanho pequenos, quase sempre uniformes, constituindo uma fina camada de grãos de crescimento aleatório junto às paredes do molde. Diversos autores apresentam teorias para explicar detalhes e mecanismos de formação da

(45)

zona coquilhada tais como, William e Ramazan (Griffiths e Kayikci, 2007), Kunimasa e Paul (Takeshita e Shingu, 1986), Ohno (Ohno, 1976), Chalmers (Chalmers, 1968), Biloni e Morando (Biloni e Morando, 1968) e Bower e Flemings (Bower e Flemings, 1967).

2.4.1.2 Zona Colunar

A partir do crescimento dos grãos da zona coquilhada é formada a zona colunar, sendo esta constituída por grãos cristalinos alongados e alinhados paralelamente à direção do fluxo de calor. Inicia-se a constituição da zona colunar pelo crescimento de grãos formados a partir dos núcleos oriundos do rápido resfriamento do líquido nos instantes iniciais da solidificação (zona coquilhada), e apresentam direção cristalográfica favorável ao crescimento na direção da extração de calor. Esses núcleos tendem a crescer mais rapidamente que os outros, bloqueando o crescimento dos demais grãos coquilhados. Os grãos assim formados possuem dimensões maiores que os grãos da zona coquilhada, que tem grãos mais refinados, apresentando ainda direções cristalográficas fortemente orientadas. Diversos autores apresentam teorias para explicar mais detalhadamente o mecanismo de formação da zona colunar: Garcia (Garcia, 2007), Flood e Hunt (Flood e Hunt, 1987A), Ver Snyder e Shank (Ver Snyder e Shank, 1970), Chalmers (Chalmers, 1968), Biloni e Morando (Biloni e

Morando, 1968) e Walton e Chalmers (Walton e Chalmers, 1959).

2.4.1.3 Zona Equiaxial

A zona equiaxial é constituída por uma região de grãos cristalinos sem orientação preferencial, denominados equiaxiais, e de dimensões relativamente grandes quando comparados com os grãos da zona coquilhada. Diferente do crescimento da zona colunar, a zona equiaxial é caracterizada por grãos que crescem em direções cristalográficas aleatórias. Diversos autores desenvolvem estudos de mecanismos de formação da zona equiaxial: Jung (Jung et al., 2009), Flood (Flood et al. 1987, A e B), Ohno (Ohno, 1976),. Chalmers

(46)

(Chalmers, 1968), Southin (Southin, 1968), Jackson (Jackson et al., 1966), Chalmers e Winegard (Chalmers e Winegard, 1954).

A Figura 2.6 apresenta a posição das três regiões distintas da macroestrutura que podem ser identificadas após a solidificação da liga. A Figura 2.7, mostra de forma esquemática o surgimento da zona colunar após a zona coquilhada.

Figura 2-6 - Representação de uma liga solidificada unidirecionalmente, mostrando as

estruturas coquilhada, colunar e equiaxial (Goulart, 2010).

(47)

2.4.1.4 Transição Colunar - Equiaxial

Durante a solidificação de peças fundidas ou de lingotes de ligas metálicas ou não, podem aparecer estruturas completamente colunares ou totalmente equiaxiais, dependendo da composição química da liga e das condições de solidificação. Entretanto, uma estrutura mais complexa e que geralmente ocorre na solidificação em moldes metálicos, apresenta os dois tipos de estrutura. É possível encontrar uma região onde ocorre a transição da zona colunar para a zona equiaxial, essa fronteira é chamada de zona de transição colunar-equiaxial (Ares,

Gueijman e Schvezov, 2010; Goulart, 2010; Martorano e Biscuola, 2009; Sturz et al., 2005; Siqueira, Cheung e Garcia, 2002; Ares e Schvezov, 2000; Flood e Hunt, 1987a; Hunt, 1984; Morandoet al., 1970).

A transição colunar/equiaxial somente será observada se a nucleação e crescimento de grãos equiaxiais forem possibilitados à frente da interface colunar de crescimento. Os grãos equiaxiais exercem um crescimento competitivo com a frente colunar de tal forma que, se os cristais equiaxiais forem pequenos, eles são absorvidos pela frente e passam a crescer de forma colunar dendrítica ou celular. Todavia, os grãos equiaxiais poderão formar uma fração volumétrica alta o suficiente para bloquear o crescimento colunar se à frente da interface colunar houver um super-resfriamento relativamente grande e com alta densidade de grãos equiaxiais (Wu et al., 2012; Jung et al., 2009; Siqueira, Cheung e Garcia, 2003; Kurz,

Bezençon e Gaumann, 2001; Mahapatra e Weinberg, 1987; Fredriksson e Olsson, 1986).

A determinação do ponto em que ocorre a transição colunar-equiaxial é importante para determinar as propriedades mecânicas da liga. Segundo a literatura, são apresentados uma série de trabalhos teóricos e experimentais, tais como Goulart, 2010; Siqueira et al. 2003;

Ares e Schvezov, 2000; Gandin, 2000; Suri, El-Kaddah e Berry, 1991; Ziv e Weinberg, 1989; Flood, 1987a;Mahaprata e Weinberg, 1987; Fredriksson e Olsson, 1986; Hunt, 1984, que revelam alguns dos principais fatores que influenciam na transição

(48)

O aquecimento prévio do molde pode retardar e até mesmo impedir a formação da transição colunar-equiaxial e, com isto, o prolongamento da zona colunar. Os superaquecimentos crescentes podem provocar o mesmo efeito;

a capacidade de extração de calor na interface metal/molde, traduzida pelo coeficiente de transferência de calor metal/molde (hg), influi, quanto maior o valor de hg, mais predominância de crescimento colunar;

taxas de resfriamento mais elevadas favorecem o aumento da zona colunar;

o teor de soluto na liga atua no sentido de antecipar a transição, mas, à medida que é acrescentado mais soluto, a liga poderá atingir um limite em que impede completamente a presença de zona colunar; porém, podem ocorrer exceções, como é o caso do teor de carbono nos aços;

o parâmetro do super-resfriamento constitucional (PSC) estabelece as condições para a ocorrência, nas ligas binárias, de transição colunar-equiaxial;

fluxo de metal líquido natural ou forçado: à medida que tem sua intensidade aumentada favorece a diminuição da zona colunar; e

tamanho do molde: à medida em que se aumenta a secção transversal favorece-se a formação da zona equiaxial, já que o efeito do super-aquecimento é diminuído.

2.4.2 Morfologias da Microestrutura

O processo de solidificação pode ocorrer com metal puro ou liga monofásica, no qual o sólido apresenta uma única fase após a solidificação, ou com uma liga, onde poderão aparecer diferentes fases coexistindo no estado sólido, resultando em uma liga polifásica. A liga monofásica é composta por um componente básico, ao qual é adicionado outro elemento a fim de obterem-se determinadas propriedades, e cuja solidificação em condições de equilíbrio produz uma estrutura constituída por uma única fase. Para metais puros, um gradiente térmico positivo no líquido junto à interface propicia a manutenção de uma interface plana. Para o