UNIVERSIDADE TECNOLÓGICA FEDERAL DO PARANÁ DEPARTAMENTO ACADÊMICO DE MECÂNICA
ENGENHARIA MECÂNICA
MICHAEL DOUGLAS FERNANDES PELA
ESTUDO DO COMPORTAMENTO DA LIGA A332 SOB
CONDIÇÃO SEMISÓLIDA COM A VARIAÇÃO DO TEOR DE
ESTRÔNCIO
PONTA GROSSA - PR 2018
ESTUDO DO COMPORTAMENTO DA LIGA A332 SOB
CONDIÇÃO SEMISÓLIDA COM A VARIAÇÃO DO TEOR DE
ESTRÔNCIO
Trabalho de conclusão de curso apresentado como requisito parcial à obtenção do título de Bacharel em engenharia mecânica do Departamento Acadêmico de Mecânica da Universidade Tecnológica Federal do Paraná.
Orientador: Prof. Dr. Luciano Augusto Lourencato
PONTA GROSSA- PR 2018
Universidade Tecnológica Federal do Paraná
Câmpus Ponta Grossa
Diretoria de Graduação e Educação Profissional Departamento Acadêmico de Mecânica
Bacharelado em Engenharia Mecânica
TERMO DE APROVAÇÃO
ESTUDODOCOMPORTAMENTODALIGAA332SOBCONDIÇÃOSEMISÓLIDA COMVARIAÇÃODOTEORDEESTRÔNCIO
por
MICHAELDOUGLASFERNANDESPELA
Este Trabalho de Conclusão de Curso foi apresentado em 15 de junho de 2018 como requisito parcial para a obtenção do título de Bacharel em Engenharia Mecânica. O candidato foi arguido pela Banca Examinadora composta pelos professores abaixo assinados. Após deliberação, a Banca Examinadora considerou o trabalho aprovado.
Prof. Dr.Luciano Augusto Lourençato
Orientador
Prof. Me.João Paulo Gabre Ferreira
Membro Titular
Prof. Dr.Oscar Regis Junior
Membro Titular
Prof.Dr. Marcos Eduardo Soares Prof. Dr. Marcelo Vasconcelos de Carvalho
Responsável pelos TCC Coordenador do Curso
Este trabalho é dedicado à minha Mãe Marlene Fernandes Lopes Pelá e ao meu Pai Aparecido Roberto Pela, pelo apoio incondicional que tiveram ao longo de todos momentos da minha vida.
Primeiramente agradeço a Deus por esse trabalho e por estar comigo durante toda minha vida.
Agradeço também ao meu orientador Prof. Luciano pelas horas dedicadas e ao conhecimento que me foi proporcionado durante as orientações desse trabalho,assim como todos os professores que passaram pela minha formação acadêmica.
Agradeço a toda minha família, principalmente aos meus pais que foram prestativos durante toda a formação acadêmica.
Agradeço a minha namorada Luciana por estar comigo em todos os momentos e por me apoiar nos momentos difíceis.
Agradeço a todos que passaram na minha vida durante a formação acadêmica, sendo eles os professores e amigos por onde tenho uma enorme gratidão onde vou leva-los para toda a vida.
PELA, Michael Douglas Fernandes. Estudo do comportamento da liga A332 sob
condição semisólida com a variação do teor de estrôncio. 67p. Trabalho de
Conclusão de Curso Bacharelado em Engenharia Mecânica Universidade Tecnológica Federal do Paraná. Ponta Grossa, 2018.
Este trabalho teve como objetivo analisar o comportamento semissólido da liga A332 adicionando refinador químico de grão e também diferentes teores de estrôncio como agente modificador da fase eutética. Para isso foram analisadas 5 grupos de amostras onde no primeiro grupo foi analisada a liga A332 obtida comercialmente. A partir do segundo grupo foram adicionados em todos os grupos uma liga refinadora de 94wt%Al-5wt%TI-1%B e a partir do terceiro em diante foram adicionados diferentes teores de estrôncio variando entre 200,400 e 600 ppm de Sr. Para avaliar as mudanças microestrurutrais nas amostras, foram feitas analises metalográficas. Na seqüência as amostras foram submetidas ao tratamento de globularização a uma temperatura de 567ºC com tempos de retenção de 0 segundos,30 segundos e 90 segundos com o objetivo de analisar a evolução morfológica. Os resultados mostram uma globularização mais eficiente para as amostras contendo maior teor de Sr. Por fim, para analisar o comportamento tixotropico, foram realizados teste de compressão a quente nas amostras após o tratamento de globularização. Foi possível constatar uma melhora no comportamento reológico para tempos de retenção maiores nas amostras. Para estudar a evolução microestrutural amostras das ligas.
PELA, Michael Douglas Fernandes. Study of the behavior of the A332 alloy under
semi-solid condition with the variation of the strontium content. 67p. Graduation
Work in Mechanical Engineering Federal Technological University of Paraná. Ponta Grossa, 2018.
This work aimed to analyze the semi-solid behavior of the A332 alloy by adding chemical grain refiner and also different strontium contents as a modifying agent of the eutectic phase. For this, 5 groups of samples were analyzed, in which the commercially available A332 alloy was analyzed in the first group. From the second group a 94wt% Al-5wt% TI-1% B refining alloy was added in all groups and from the third onwards different strontium contents ranging from 200,400 to 600 ppm of Mr were added. To evaluate the microstructural changes in the samples, metallographic analyzes were performed. Afterwards the samples were submitted to the globularization treatment at a temperature of 567ºC with retention times of 0 seconds, 30 seconds and 90 seconds with the purpose of analyzing the morphological evolution. The results show a more efficient globularization for the samples containing the higher content of holding. Finally, to analyze the thixotropic behavior, a hot compression test was performed on the samples after the globularization treatment. It was possible to observe an improvement in rheological behavior for larger retention times in the samples.
Figura 1- Diagrama de Fases Al-Si. ... 17
Figura 2 - Efeito do refinamento de grão em ligas Al-Si com a adição de Ti-B. ... 20
Figura 3 - Eficiências de titânio e boro no refino de ligas de alumínio. ... 21
Figura 4 - Nucleação do alumínio pela reação peritética Líquido + TiAl3 → Al. ... 22
Figura 5 - Liga A356 não modificada.Partículas de silício alongadas em forma de placas. ... 23
Figura 6 - Liga A356 modificada. Partículas de sílicio modificadas-morfologia fibrosa. ... 24
Figura 7 - Variação do índice Q com a porcentagem de Sr para diferentes taxas de resfriamento. (1) 1,5 C/s; (2) 0,5 C/s ; (3) 0,08 C/s ... 25
Figura 8 - Processo de globularização ... 26
Figura 9 - Mecanismos de Ostwaldripening ... 27
Figura 10 - Mecanismos de engrossamento ... 28
Figura 11- Relação entre tamanho de grão/glóbulo versus taxa de aquecimento. .... 28
Figura 12 - Diagrama de fases das ligas Al-Si onde é mostrado o intervalo de trabalho nos processos de conformação no ESS ... 29
Figura 13 - Rotas para o processamento de materiais semissólidos ... 32
Figura 14 - Variação da viscosidade da liga AA356 reofundida sob agitação eletromagnética de 1200watts em função da taxa de cisalhamento, para diferentes tempos de tratamento térmico de reaquecimento à 580ºC, para fração sólida de 45%. ... 33
Figura 15 - Forno de indução GRION 35 KW com cadinho de capacidade de 2,3 Kg de alumínio. ... 35
Figura 16 - Moldes Metálicos. ... 35
Figura 17 - Bobina de Indução Utilizada no Tratamento de Globularização. ... 36
Figura 18 - Amostras utilizadas nos tratamentos térmicos de globularização. ... 37
Figura 19 - Esquema de corte para retirada das amostras para metalografia ... 38
Figura 22 - BUEHLER modelo VibroMet 2. ... 40
Figura 23: Microscópio ótico ZEISS modelo Axio Imager.A2m. ... 41
Figura 24 - Prensa Kalatec e sistema de aquisição de dados. ... 42
Figura 25 - Forno indutivo utilizado no aquecimento das amostras ... 43
Figura 26 - Amostras utilizadas no tratamento térmico de globularização. ... 43
Figura 27 - Imagem metalográfica com 100X de aumento da liga A332 no estado (A) natural. ... 46
Figura 28 - Imagem metalográfica com 100X de aumento da liga A332 (B) refinada + 0 ppm de Sr ... 47
Figura 29: Imagem metalográfica com 100X de aumento da liga A332 (C) refinada + 200ppm de Sr ... 48
Figura 30 - Imagem metalográfica com 100X de aumento da liga A332 (D) refinada + 400ppm de Sr ... 49
Figura 31 - Imagen metalográfica com 100X de aumento da liga A332 (E) refinada + 600ppm de Sr ... 50
Figura 32: - Imagem metalográfica com 100X de aumento da liga A com; 0 segundos de retenção(A0),30 segundos de retenção(A30) e 90 segundos de retenção(A90).. 51
Figura 33 - Imagem metalográfica com 100X de aumento da liga B com; 0 segundos de retenção(B0),30 segundos de retenção(B30) e 90 segundos de retenção(B90).. 52
Figura 34 - Imagem metalográfica com 100X de aumento da liga C com; 0 segundos de retenção(C0),30 segundos de retenção(C30) e 90 segundos de retenção(C90) . 53 Figura 35 - Imagem metalográfica com 100X de aumento da liga D com; 0 segundos de retenção(D0),30 segundos de retenção(D30) e 90 segundos de retenção(D90) . 54 Figura 36 - Imagem metalográfica com 100X de aumento da liga E com; 0 segundos de retenção(E0),30 segundos de retenção(E30) e 90 segundos de retenção(E90).. 55
Figura 37 - Viscosidade em relação a taxa de cisalhamento - amostra A ... 57
Figura 38 - Viscosidade em relação a taxa de cisalhamento - amostra B ... 58
Figura 39 - Viscosidade em relação a taxa de cisalhamento - amostra C ... 58
Figura 40 - Viscosidade em relação a taxa de cisalhamento - amostra D ... 59
Tabela 1: Composição química da liga A332. ... 18
Tabela 2: Sequência de solidificação da liga A332. ... 19
Tabela 3: Sequência de solidificada da liga A332. ... 34
1INTRODUÇÃO ...14
1.1 OBJETIVOS GERAIS ...15
1.2 OBJETIVO ESPECÍFICOS ...15
2 REFERENCIAL TEÓRICO ...16
2.1 LIGA ALUMÍNIO – SILÍCIO ...16
2.1.1 Liga A332 ...17
2.1 EFEITO DO REFINADOR DE GRÃO ...19
2.2 INFLUÊNCIA DA ADIÇÃO E ESTRÔNCIO ...23
2.3 TRATAMENTO TÉRMICO DE GLOBULARIZAÇÃO ...26
2.4 CONFORMAÇÃO NO ESTADO SEMI-SÓLIDO ...29
2.5 COMPORTAMENTO REOLÓGICO DE PASTAS SEMISSÓLIDAIS ...32
3.MATERIAL E MÉTODO ...34
3.1 PREPARAÇÃO DAS LIGAS ...34
3.2 TRATAMENTO TÉRMICO DE GLOBULARIIZAÇÃO ...36
3.3 ANALISE MICROESTRUTURAL ...38
3.3.1Preparação Metalográfica ...38
3.3.2Análise Microscópica ...40
3.4 TESTE DE COMPRESSÃO A QUENTE ...41
4.RESULTADO E DISCUSSÃO ...45
4.1 RESULTADOS DA ANÁLISE MORFOLÓGICA ...45
4.2 ANALISE MICROESCRUTURAL DO TRATAMENTO DE GLOBULARIZAÇÃO ……….……. ...51
4.3 VISCOSIDADE APARENTE X TAXA DE CISALHAMENTO ...57
5.CONCLUSÃO ...62
SSM Semi-Solid Materail
MIT Instituto de Tecnologia de Massachusettes Abal Associação Brasileira de Alumínio
MEV Microscopia Eletrônica de Varredura
ASTM American Society for Testing and Materials UTFPR Universidade Tecnológica Federal do Paraná
DEM Departamento de Materiais
FEM Faculdade de Engenharia Mecânica UNICAMP Universidade de Campinas
Al-α Fase Alumínio Alfa
TR(s) Tempo de retenção
FF Fator de forma
CD Célula Dendrítica
1 INTRODUÇÃO
O processamento de ligas metálicas no estado semisólido sofreu uma séria de avanços desde a sua descoberta em 1973. Desde então, foi notado inúmeras vantagens com o trabalho de metais no estado semissólido, desde produtos com excelentes propriedades mecânicas,geometrias complexas e com um número de etapas reduzida para fabricação de peças.
Porém devido a complexidade para a obtenção do estado semisólido e também o seu elevado custo, pouquíssimas matérias primas são usadas na tixoconformação.
Para a obtenção das melhores combinações de propriedades mecânicas de uma liga metálica no estado semisólido, é necessário um controle de fatores envolvidos como: velocidade de solidificação, refinamento dos grãos, grau de modificação do eutético, assim como etapas posteriores de processamentos como tratamento térmicos.
Com a dificuldade de trabalhar com ligas Al-Si hipoeutéticas, particularmente em estabilizar o processo da modificação das partículas de silício de modo satisfatório, variações microestruturais são comumente encontradas em ligas Al-Si hipoeutéticas.Sendo a modificação da morfologia da fase eutética de silício acicular para silício fibroso promovida pela adição de estrôncio sendo de grande interesse para trabalhar com o estado semisólido, pois nela resulta em um aumento considerável nas propriedade mecânicas das ligas Al-Si.
A utilização de refinamento de grão, seguido de tratamento térmico de globularização é uma combinação para melhoramento das propriedades mecânicas de uma liga metálica. Assim como no comportamento reológico da mesma quando no estado semissólido.
Dessa maneira, o foco deste trabalho é estudar a série de alumínio A332 no processo de tixoconformação utilizando refinamento químico de grão, bem como analisar o efeito do estrôncio no comportamento tixotrópico dessa liga.
1.1 OBJETIVOS GERAIS
Analisar a influência do teor de estrôncio e refinador de grão na globularização e comportamento relógio da liga A332.
1.2 OBJETIVO ESPECÍFICOS
I. Realizar o vazamento da liga A332 utilizando refinador de grão e com adição de três níveis diferentes de Sr e avaliar as mudanças morfológicas na liga.
II. Avaliar a evolução microestrutural da liga A332 após o tratamento térmico de globularização com tempos de retenção de 0, 30 e 90 segundos á uma fração sólida de 45%.
III. Avaliar o comportamento viscoso da liga A332 através do ensaio a compressão a quente utilizando os tempos de retenção de 0,30 e 90 segundos á uma fração sólida de 45%.
2 REFERENCIAL TEÓRICO
2.1 LIGA ALUMÍNIO – SILÍCIOO Brasil possui um alto consumo de produtos de alumínio em todos os setores, tendo como principal consumidor o setor automobilístico. Cerca de 95% de todo alumínio usado nos automóveis, vem de peças fundidas. Segundo a Associação Brasileira do Alumínio – ABAL tem uma estimativa que o setor de transporte consumiu no ano passado cerca de 160 mil toneladas de alumínio(ABAL, 2007).
A grande demanda por alumínio fundido está associada devido às características e as vantagens de processo do metal. Devido ser um material com baixa densidade e elevada resistência mecânica, possui aplicação nos diversos ramos da industria. Além disso o alumínio é altamente reciclável, desse modo sendo um importante material para o desenvolvimento sustentável da indústria automóvel (FURLAN, 2008).
As ligas de Al-Si são muito utilizadas, pois são ligas com ótimas propriedades físicas, aliada à sua alta fluidez, na qual dá a característica de uma liga com uma ótima fundibilidade. Dentre as propriedades mecânicas encontras-se uma baixa contração de solidifição, alta resistência a corrosão, baixo coeficiente de expansão térmica,boa soldabilidade e usinabilidade(PERES et. al.,2005)
O diagrama de fases Al-Si possui um eutético simples, sendo que o seu ponto eutético se encontra com um porcentual de 12.6 wt% de Silício (Figura 1).
As ligas de Al-Si mais importantes para fundição sob pressão, possuem cerca de 7-11% de Silício. Deste modo, a maioria das ligas Al
hipoeutéticas. A microestr
(alumínio com alto grau de pureza com alguma solubilidade de Mg,Si, etc) e do eutéticoAl-Si. A característica do crescimento do alumínio eutético é facetado e do silício é não facetado devido a ser um
na presença de determinados elementos, chamados modificadores, a morfologia do silício sofre uma transição e tem sua forma de crescimento alterada(FURLAN,2008).
2.1.1 Liga A332
As ligas Al-Si são uma das mais requisi
sob pressão devidas suas boas propriedades mecânicas entre as ligas de alumino fundida na indústria. Com boas combinações de propriedades mecânicas e com tratamento térmico T6, na qual são interesses especiais para aplicação na indústria militares, aeroespacial e automotivas(FURLAN, 2008).
Figura 1- Diagrama de Fases Al-Si.
Fonte: Warmuzek, 2004.
Si mais importantes para fundição sob pressão, possuem 11% de Silício. Deste modo, a maioria das ligas Al
hipoeutéticas. A microestrutura hipoeutéticas é constituída de dendritas de Al (alumínio com alto grau de pureza com alguma solubilidade de Mg,Si, etc) e do
Si. A característica do crescimento do alumínio eutético é facetado e do silício é não facetado devido a ser um eutético do tipo anômalo.
na presença de determinados elementos, chamados modificadores, a morfologia do silício sofre uma transição e tem sua forma de crescimento alterada(FURLAN,2008).
Si são uma das mais requisitadas na indústria de fundição sob pressão devidas suas boas propriedades mecânicas entre as ligas de alumino fundida na indústria. Com boas combinações de propriedades mecânicas e com tratamento térmico T6, na qual são interesses especiais para
na indústria militares, aeroespacial e automotivas(FURLAN, 2008). Si mais importantes para fundição sob pressão, possuem 11% de Silício. Deste modo, a maioria das ligas Al-Si são utura hipoeutéticas é constituída de dendritas de Al-α (alumínio com alto grau de pureza com alguma solubilidade de Mg,Si, etc) e do Si. A característica do crescimento do alumínio eutético é facetado e eutético do tipo anômalo. Além disso, na presença de determinados elementos, chamados modificadores, a morfologia do silício sofre uma transição e tem sua forma de crescimento
tadas na indústria de fundição sob pressão devidas suas boas propriedades mecânicas entre as ligas de alumino fundida na indústria. Com boas combinações de propriedades mecânicas e com tratamento térmico T6, na qual são interesses especiais para
A tabela 1 apresenta em especial a composição química da liga A332. Como pode ser visto na tabela 1, após o alumínio o silício se encontra maior quantidade na liga, possuindo importantes características na composição final da liga na qual aumenta a fundibilidade, a fluidez, a resistência mecânica e a resistência a trincas de solidificação(FURLAN,2004). Além do mais, o silício apresenta densidade inferior ao do alumínio, mantendo assim a vantagem do alumínio comparada aos outros metais com relação ao baixo peso. Sendo comum adicionar pequenas quantidades de substancias modificadores para modificar a morfologia do crescimento do silício da liga.
Tabela 1: Composição química da liga A332.
Si % Fe % Cu % Mn % Mg % Zn % Ti %
8.5 a 10.5 0 a 2 0 a 4 0 a 5 0.5 a 1.5 0.10 0.20
Fonte: ASM HANDBOOK, 2004.
Nas ligas de Al-Si, o ferro é considerado uma impureza na qual deve ser controlado. Isso ocorre devido o ferro formar intermetálicos frágeis e insolúveis, onde acabam fragilizando o material(FURLAN,2004). Porém, o ferro em teores entre 0,6% a 1% facilita o destacamento da peça quando produzidas matrizes de fundição sobre pressão, sendo que acima desses teores acaba fragilizando a peça(ABAL, 2003).
Já o cobre é um elemento importante, onde proporciona boas propriedades mecânicas para liga, como aumento da dureza e resistência mecânica. Isso ocorre devido a formação de precipitados endurecedores. Para que não haja defeitos como a porosidade e entre outros, o teor de cobre para fundição do alumino deve ser entre 2 a 4,5% como ideal para boas propriedades mecânicas (ABAL, 2003). Além disso algumas ligas de Al-Cu podem ser tratadas termicamente por meio de solubilização e envelhecimento.
Segundo a ABAL(2003), o zinco e o magnésio em conjunto formam precipitados de MgZn2 , onde resulta e uma alta resistência mecânica para as
ligas de alumínio. Porém, a adição de zinco deixa a liga suscetível a corrosão sob tensão.
O interesse de conhecer a formação da microestrutura durante a solidificação, tem se tornado cada vez mais importante para produtos fundidos,
visto que a microestrutura determina as propriedades mecânicas do material e também é um fator limitante para a fabricação da peça,
suscetibilidade a formação de defeitos. A seqüência da solidificação das ligas Al-Si hipoeuteticas se dá em duas fases: formação de dendritas de alumínio (Al-α) e das reações eutéticas (Tabela 2).
Tabela 2
Como pode-se observar na tabela 2, há um grande número de fases eutéticas na liga A332, sendo que as prop
diretamente ligadas pelas mesmas. As reações eutéticas são responsáveis pelo tamanho, morfologia e a quantidade de fases eutéticas presentes na liga(FURLAN 2008).
As ligas A332 são tratadas termicamente, onde o objetivo principal elevar a sua resistência mecânica. Segundo Furlan(2008), outro fator interessante do tratamento térmico é a quebra e a esferoidização de partículas de silício da fase eutética durante a sua solubilização. Nas ligas que apresentam o silício, o tratamento
dessas partículas.
2.1 EFEITO DO REFINADOR
O uso de refinador de grãos nas ligas de Al
onde o refino de grão garante propriedades mecânicas mais uniformes,
a porosidade e a tendência de trincas de solidificação (FURLAN, 2008; MOHANTY &GRUZLESKI, 1995).
maior parte de sua microestrutura dendrítas de alumínio.
visto que a microestrutura determina as propriedades mecânicas do material e também é um fator limitante para a fabricação da peça, sendo que pode haver suscetibilidade a formação de defeitos. A seqüência da solidificação das ligas hipoeuteticas se dá em duas fases: formação de dendritas de alumínio ) e das reações eutéticas (Tabela 2).
2: Sequência de solidificação da liga A332.
Fonte: BACKERUD et. al., 1991.
se observar na tabela 2, há um grande número de fases 332, sendo que as propriedades mecânicas estão diretamente ligadas pelas mesmas. As reações eutéticas são responsáveis pelo tamanho, morfologia e a quantidade de fases eutéticas presentes na
As ligas A332 são tratadas termicamente, onde o objetivo principal elevar a sua resistência mecânica. Segundo Furlan(2008), outro fator interessante do tratamento térmico é a quebra e a esferoidização de partículas de silício da fase eutética durante a sua solubilização. Nas ligas que apresentam o silício, o tratamento térmico garante alto grau de esferoidização
EFEITO DO REFINADOR DE GRÃO
O uso de refinador de grãos nas ligas de Al-Si é uma prática comum, onde o refino de grão garante propriedades mecânicas mais uniformes,
tendência de trincas de solidificação (FURLAN, 2008; MOHANTY &GRUZLESKI, 1995). As ligas hipoeutéticas de Al-Si possuem na maior parte de sua microestrutura dendrítas de alumínio. Deste modo, o visto que a microestrutura determina as propriedades mecânicas do material e sendo que pode haver suscetibilidade a formação de defeitos. A seqüência da solidificação das ligas hipoeuteticas se dá em duas fases: formação de dendritas de alumínio
se observar na tabela 2, há um grande número de fases riedades mecânicas estão diretamente ligadas pelas mesmas. As reações eutéticas são responsáveis pelo tamanho, morfologia e a quantidade de fases eutéticas presentes na
As ligas A332 são tratadas termicamente, onde o objetivo principal é elevar a sua resistência mecânica. Segundo Furlan(2008), outro fator interessante do tratamento térmico é a quebra e a esferoidização de partículas de silício da fase eutética durante a sua solubilização. Nas ligas que térmico garante alto grau de esferoidização
Si é uma prática comum, onde o refino de grão garante propriedades mecânicas mais uniformes, diminui tendência de trincas de solidificação (FURLAN, 2008; Si possuem na Deste modo, o
refinador de grão refina a estrutura dendritica do alumínio, g
contornos de grão e por conseqüência aumentado a resistência mecânica do material(KORI et. al,2000).
O princípio básico do refinamento químico de grão é gerar condições de nucleação heterogênea para aumentar a quantidade de núcleos de solidificação, suprimindo assim o crescimento das estruturas dendríticas. A Figura 2 mostra uma Liga Al
Figura 2 - Efeito do refinamento de grão em ligas Al
De modo geral, os elementos de liga primordiais para o refino de grão das ligas Al-Si são os elementos boro e o titânio.O titânio individualmente é um elemento adotado como padrão para refinamento de grão nas fundições de liga de alumínio,embora o boro recentemente tem se mostrado mais eficiente. Porém, há uma ampla pesquisa sobre os dois elementos, onde cada autor aponta um elemento sendo mais eficiente que o outro, ou até mesmo a utilização dos dois elementos em conjunto.
O refinador de grão mais utilizados na ligas de Alumínio é o composto por Al-5%Ti-1%B(FAN et Al, 2015). Essa liga é chamada de liga mãe, sendo utilizada como base deste a introdução de refinadores de grão a mais de 60 anos atrás(FAN et Al, 2015). Conforme a figura
desempenho dos elementos titânio, boro e da liga Al refinamento de grão.
refinador de grão refina a estrutura dendritica do alumínio, g
contornos de grão e por conseqüência aumentado a resistência mecânica do material(KORI et. al,2000).
O princípio básico do refinamento químico de grão é gerar condições de nucleação heterogênea para aumentar a quantidade de núcleos de ação, suprimindo assim o crescimento das estruturas dendríticas. A Figura 2 mostra uma Liga Al-Si antes e após a adição de refinadores de grão.
Efeito do refinamento de grão em ligas Al-Si com a adição de Ti
Fonte: Fan et a., (2015).
De modo geral, os elementos de liga primordiais para o refino de grão Si são os elementos boro e o titânio.O titânio individualmente é um elemento adotado como padrão para refinamento de grão nas fundições de liga mínio,embora o boro recentemente tem se mostrado mais eficiente. Porém, há uma ampla pesquisa sobre os dois elementos, onde cada autor aponta um elemento sendo mais eficiente que o outro, ou até mesmo a utilização dos dois elementos em conjunto.
or de grão mais utilizados na ligas de Alumínio é o composto 1%B(FAN et Al, 2015). Essa liga é chamada de liga mãe, sendo utilizada como base deste a introdução de refinadores de grão a mais de 60 anos atrás(FAN et Al, 2015). Conforme a figura 3 apresenta, podemos notar o desempenho dos elementos titânio, boro e da liga
Al-refinador de grão refina a estrutura dendritica do alumínio, gerando mais contornos de grão e por conseqüência aumentado a resistência mecânica do
O princípio básico do refinamento químico de grão é gerar condições de nucleação heterogênea para aumentar a quantidade de núcleos de ação, suprimindo assim o crescimento das estruturas dendríticas. A
Si antes e após a adição de refinadores de grão.
Si com a adição de Ti-B.
De modo geral, os elementos de liga primordiais para o refino de grão Si são os elementos boro e o titânio.O titânio individualmente é um elemento adotado como padrão para refinamento de grão nas fundições de liga mínio,embora o boro recentemente tem se mostrado mais eficiente. Porém, há uma ampla pesquisa sobre os dois elementos, onde cada autor aponta um elemento sendo mais eficiente que o outro, ou até mesmo a
or de grão mais utilizados na ligas de Alumínio é o composto 1%B(FAN et Al, 2015). Essa liga é chamada de liga mãe, sendo utilizada como base deste a introdução de refinadores de grão a mais de 60 3 apresenta, podemos notar o -5%Ti-1%B no
Figura 3 - Eficiências de titânio e boro no refino de ligas de alumínio.
Fonte: GARCIA,2001.
Diversas pesquisas têm sido feitas para entender o mecanismo de refinamento de grão a base Al-Ti-B, na qual têm sido publicados diversos artigos sobre esse tema. Porém até hoje, não houve um consenso sobre o mecanismo exato na qual ocorre o refino do grão com a adição da liga mãe Al-Ti-B(Fan et Al, 2015). .
No caso do titânio, acredita-se que o mecanismo de atuação do refino de grão seja os cristais de TiAl3, onde por meio da reação peritética Líquido +
TiAl3 → Al + TiAl3, os cristais acabam nucleando o alumínio(FURLAN, 2008;
GRUZLESKI & CLOSSET, 1990).Para o refinamento a base de titânio são adicionadas frações mínimas 0,15% Ti ou com de Ti+B com adições típicas de 0,01-0,03% Ti e 0,01% B.O esquema de nucleação do alumínio através da reação peritética, como é mostrado na figura 4.
Figura 4 - Nucleação do alumínio pela reação peritética Líquido + TiAl3 → Al.
.
Fonte: FURLAN, 2008 ; GRUZLESKI & CLOSSET, 1990.
Segundo Guozowski (1987) para o refinador de grão titânio + boro, existe diversas explicações para o seu mecanismo de atuação, sendo as principais:
(a) A adição de Ti+ B, pode resultar na formação do composto (Al/Ti)B2 que é metaestável e se tornaria o nucleante.
(b) As partículas de TiB2 possuem uma baixa solubilidade nas ligas de
Al-Si, onde se tornaria núcleos para o alumínio. O TiB2acabaria nucleando as
partículas de TiAl3e por final nuclearia o alumínio pela reação peritética.
(c) Com a presença do boro a solubilidade do TiAl3diminuiria, desse
modo diminuindo a sua taxa de dissolução.
(d) A combinação das partículas TiAl3 e (Al/Ti)B2, fazem com que o
2.2 INFLUÊNCIA DA ADIÇÃO E ESTRÔNCIO
As ligas de hipoeutética de Al-Si são compostas majoritariamente por dentritas de alumínio onde são cercadas pelo estético do Al-Si. Nas ligas não modificadas, o silício se encontra em forma de placas como pode ser visto na figura 5. Para as ligas modificadas o silício assume uma morfologia fibrosa como pode ser visto na figura 6. Além disso, nas ligas modificadas além da morfologia das partículas do silício serem alteradas, a sua distribuição também é alterada, resultando em um aumento significativo da sua ductilidade e no alongamento (PARAY ET. al.,1994).
Figura 5 - Liga A356 não modificada.Partículas de silício alongadas em forma de placas.
Figura 6 - Liga A356 modificada. Partículas de sílicio modificadas-morfologia fibrosa.
Fonte:Furlan, 2008.
Pacz (1921) notou quem em ligas de Al-Si após um tratamento de banho com fluoretos alcalinos há uma modificação dos cristais de silício, resultando em um aumento nas propriedades mecânicas da liga. De forma geral, elementos da família IA, IIA e os lantanídeos apresentam propriedades modificadores, onde desse elementos o sódio e o estrôncio são os mais utilizados(VADER ET ALL 1991). O estrôncio possui um efeito mais prolongador do que o sódio, além disso possui uma fácil estocagem, uma menor reatividade com refratários, sendo por isso o elemento mais utilizado como modificador(KORI,2000).
Para as ligas de alumínio, existe um fator de índice de qualidade (Q), onde esse fator relaciona a tensão de ruptura com o alongamento. Na figura 5 é possível visualizar a relação ideal de estrôncio com as propriedades mecânicas.
Figura 7 - Variação do índice Q com a porcentagem de Sr para diferentes taxas de resfriamento. (1) 1,5 C/s; (2) 0,5 C/s ; (3) 0
Como se pode observar na figura 7
ser adicionado esta na faixa de 0,010% a 0,012% em massa para garantir as melhores propriedades mecânicas. Ligas onde a adição de estrôncionão foi o suficiente e/ou a taxa de resfriando foram baixas, são parcialmente modificadas onde possuem tanto a morfologia do silício na forma fibrosa e na forma de placas.
Já para ligas Al
chamadas ligas supermodificadas(CLOSET
resultando no engrossamento das partículas de silício sendo responsável por propriedades mecânicas mais baixas
Outra variável importante é a taxa de resfriamento, onde a figura 5 mostra que o super resfriament
estrôncio para garantir as propriedades mecânicas.
Variação do índice Q com a porcentagem de Sr para diferentes taxas de resfriamento. (1) 1,5 C/s; (2) 0,5 C/s ; (3) 0,08 C/s
Fonte: CLOSET 1982
mo se pode observar na figura 7, a quantidade ideal de estrôncio a ser adicionado esta na faixa de 0,010% a 0,012% em massa para garantir as melhores propriedades mecânicas. Ligas onde a adição de estrôncionão foi o te e/ou a taxa de resfriando foram baixas, são parcialmente modificadas onde possuem tanto a morfologia do silício na forma fibrosa e na forma de
Já para ligas Al-Si com teor de estrôncio acima de 0,012% são chamadas ligas supermodificadas(CLOSET,1982). A supermodicação acaba resultando no engrossamento das partículas de silício sendo responsável por propriedades mecânicas mais baixas(CLOSET,1982)..
Outra variável importante é a taxa de resfriamento, onde a figura 5 mostra que o super resfriamento é máximo para teores de 0,005% a 0,01% de estrôncio para garantir as propriedades mecânicas.
Variação do índice Q com a porcentagem de Sr para diferentes taxas
, a quantidade ideal de estrôncio a ser adicionado esta na faixa de 0,010% a 0,012% em massa para garantir as melhores propriedades mecânicas. Ligas onde a adição de estrôncionão foi o te e/ou a taxa de resfriando foram baixas, são parcialmente modificadas onde possuem tanto a morfologia do silício na forma fibrosa e na forma de
Si com teor de estrôncio acima de 0,012% são ,1982). A supermodicação acaba resultando no engrossamento das partículas de silício sendo responsável por
Outra variável importante é a taxa de resfriamento, onde a figura 5 o é máximo para teores de 0,005% a 0,01% de
2.3 TRATAMENTO TÉRMICO DE GLOBULARIZAÇÃO
Tratamentos térmicos são processos que consistem no aquecimento,encharque térmico e resfriamento controlados de uma liga metálica, onde visa alterar suas propriedades estruturais com o intuito de otimizar suas propriedades(CALLISTER,2006).
Na maior parte dos casos, a estrutura metalográfica das peças fundidas apresenta-se instável e com tensões residuais indesejáveis típicas do processo que passaram.As tensões residuais ocorrem, pois, as taxas de resfriamento de solidificação são elevadas e os compostos formados não possuem tempo para se distribuírem de forma homogenia na estrutura. Desse modo, as realizações de tratamentos térmicos após a fundição melhoram significativamente as propriedades mecânicas, tendo em vista a solubilização e/ou precipitação de compostos microestruturais específicos. (CORRADI, 2006).
O tratamento térmico de globularização consiste na realização do reaquecimento do material até a temperatura pastosa do material, de modo a manter essa condição por um tempo determinado para assegurar a esferoidização das partículas sólidas. A figura 8 ilustra como ocorre o processo de globularização de uma estrutura equiaxial através da técnica de agitação de liquido em solidificação.
Figura 8 - Processo de globularização
Os dois principais fenômenos envolvidos na alteração morfológica durante o processo de globularização são os mecanismos Ostwal de coalescência (ROBERT,1993).
O fenômeno OstwaldRipening decorre quando uma estrutura maior cresce por meio de uma dissolução de uma estrutura menor(RATKE e VOORHEES, 2002). Essa ocorrência acontece espontaneamente pelo fato que o crescimento de estruturas maiores serem energeticamente mais favoráveis do que as estruturas menores. A figura 9 demonstra os mecanismo de engrossamento proposto por Kattamis, CoughineFlemings (figuras 10.a e 10.b) (1967) eKahlweit (figura10.c)(1968).
Figura 9 - Mecanismos de Ostwaldripening
Fonte: KattamiseFlemings (1967) e Kahlweit (1968).
O fenômeno da coalescência é retratado como a difusão sólido-sólido que acontece entre partículas sólidas de orientação cristalográfica semelhante, provocando a junção dos glóbulos adjacentes criando assim um glóbulo irregular de tamanho maior (WANG , 2014).No entanto, foi notado que esse mecanismo é mais significativo em altas frações sólidas onde sucede o crescimento lateral de braços dendriticos de um mesmo grão, ocorrendo assim o engrossamento da estrutura (WANG,2014).Esta ocorrência se torna indesejável, pois a evolução dos braços dendriticos podem reter parte da fase líquida ocorrendo a formação de líquido retido.A Figura 10 demonstra os mecanismos de coalescência dos braços dendríticos propostos por Kirkwoode Young (1992) (Figura 10.a) e Genda (figura 10.b)
Figura 10 - Mecanismos de engrossamento
Fonte: KirkwoodeYoung 1992 e Genda 1987.
Outro fator que tem influência sobre a globularizacao da fase sólida, é a taxa de calor aplicada ao material até que atinja a temperatura de semissólido. Segundo Proni (2014), as taxas de aquecimento que obtiveram uma melhor condição microestrutal para as ligas AA2011,AA2014 E A356 foram na faixa de aquecimento de 50ºC/mim . Na figura 11 é possível visualizar o gráfico da liga A356 submetida as diferentes taxas de aquecimento e a relação entre grão/glóbulo.
Figura 11- Relação entre tamanho de grão/glóbulo versus taxa de aquecimento.
É possível visualizar que a taxa de aquecimento tem maior significância para maiores frações sólidas, todavia em todas as condições de Fs analisadas,
o ponto de inflexão inferior da curva se encontra nas regiões de 40 a 50ºC/min.
2.4 CONFORMAÇÃO NO ESTADO SEMISSÓLIDO
De forma simplista, conformação no estado semissólido, é um processo onde permite combinar a qualidade de metais processados no estado sólido com a formabilidade de metais líquidos. Além do mais, é um processo onde reduz o número de etapas de processo de fabricação desde a entrada da matéria prima até o produto acabado(PAES,2004).A conformação do material metálico é feito no estado semissólido, onde podemos classificar o estado semissólido como sendo uma condição onde o material se se encontra em transição do estado sólido para o liquido, onde acaba sendo caracterizado como uma região pastosa. A figura 12 representa um diagrama de fase hipoeutético onde é possível ver as regiões de conformação de sem sólidos e de sólidos quentes e frios.
Figura 12 - Diagrama de fases das ligas Al-Si onde é mostrado o intervalo de trabalho nos processos de conformação no ESS
O início do estudo de material semissólido, começou em 1971 com Spencer, Mehraibain e Flemings(1971) na sua tese de doutorado no
Massachusetts Instituteof Technology (MIT) , onde em uma de suas pesquisas
com a liga Sn-15%PB sobre trincas de contração, resolveu usar o reômetro para alguns tipos de testes (SPENCER,1971). Quando a liga Sn-15%PB era deformada no processo de solidificação, a liga apresentava um comportamento de escoamento semelhante ao de uma pasta de baixa viscosidade, onde possuía microestrutura formada por não dendríticas (FLEMINGS,1991). A agitação mecânica no estado semissólido direcionava a microestrutura de dendríticas para partículas globulares, desse modo, Spencer descobriu as propriedades elementares dos materiais no estado semissólido.
Após a descoberta das propriedades das matérias semissólidos, pesquisadores começaram a aplicar o material semissólido aos processos de conformação convencionais. Segundo Atkison(2005), a tixoconformação possui vantagens e desvantagens, comparando com o processo de fundição sobre pressão.
Vantagens :
• Alta produção.
• Alta eficiência energética.
• Microestrutura refinada e mais uniforme onde fornece melhores propriedades. mecânicas para o material.
• Redução dos defeitos e otimização no acabamento superficial das peças.
• Redução o número de processos de fabricação. • Baixa temperatura de processamento .
• Diminuição da porosidade do material, devido a facilidade de preenchimento. da matriz pelo seu comportamento viscoso, onde reduz o aprisionamento de ar.
Desvantagens:
• Conhecimento limitado do processo, onde acaba aumentando o custo de produção.
• Necessidade de mão de obra qualificada.
• Rigoroso controle de temperatura do processo para manter o material no estado semissólido.
• Baixo número de fornecedores de matéria prima, ocasionando um alto custo de matéria prima primaria.
Para a obtenção da pasta semissólida, existe basicamente dois caminhos de processamento(HIRT E KOOP, 2009). Os caminhos são conhecidos como:
• Reofundição (solidificação parcial)
• Tixoconformação (fusão parcial controlada)
Na reofundição, o material é resfriado continuamente sobre uma temperatura superior a linha liquidus até uma temperatura intermediária entre
solidus-liquidus. Quando o material atinge a temperatura da fração de
semissólido, ele é mantido por mais um tempo para que ocorra a globalização do material. Atingindo o tempo esperado de globularização, a pasta semisólida está pronta para utilização do produto final.
Já a técnica de tixoconformação acontece em duas etapas. A primeira etapa é parecida com o processo de reofundição, porém ao invés de usar a pasta semissólida o produto é resfriado e armazenado para utilização futura, obtendo assim uma matéria prima no estado globular. A segunda etapa consiste em reaquecer o material armazenado no intervalo solidus-liquidus, e assim sendo usado para obtenção do produto final.
A figura 13 retrata as rotas para obtenção da pasta semissólida por refundição e tixoconfomação.
Figura 13 - Rotas para o processamento de materiais semissólidos
Fonte: Atkinson,2005.
2.5 COMPORTAMENTO REOLÓGICO DE PASTAS SEMISSÓLIDAIS
A reologia estuda o comportamento de fluidez de um determinado material. De forma geral, os fluidos apresentam diferentes características que lhes conferem comportamentos distintos,tornando assim a determinação da sua viscosidade algo complexo.
Spencer, Mehrabian e Flemings (1972), constataram que ligas metálicas no estado semissólido se comportam como fluidos não newtonianos do tipo tixotrópicos. Os fluídos tixotrópicos se comportam de modo que com um aumento de tempo de aplicação de uma tensão cisalhante há um decréscimo na sua viscosidade(FOX e MCDONALD,2010). Segundo Atkonson (2005), quando um material no estado semissólido mantida em repouso, suas partículas sólidas se aglomeram-se e então sua viscosidade aumenta.Quando um material no estado semissólido é cisalhado, a aglomeração das partículas sólidas são quebradas e então a viscosidade diminui.
Para o processamento do material no estado semissólido, a determinação da sua viscosidade em função da taxa de cisalhamento tem importância primordial onde qualquer variável como temperatura,fração sólida,
composição química afetam seu comportamento reológico do semissólido (ZOQUI,2001). LashkarieGhomaschi (2007) descreve que estrutura equiaxiais possui uma maior fluidez que estruturas dendriticas, isso ocorre devido que a interação das estruturas dendríticas ancora-se umas nas outras e assim acaba aumentando sua resistência ao escoamento.
Como pode-se notar na figura 14,numa liga de alumínio no estado semissólido a viscosidade apresenta uma queda com o aumento da taxa de cisalhamento no fluido, caracterizando assim um fluído tixotrópico. Além disso, quanto maior o caráter globular do material devido a uma retenção maior no tratamento térmico da amostra, menor foi sendo sua viscosidade(ZOQUI,2001).
Figura 14 - Variação da viscosidade da liga AA356 reofundida sob agitação eletromagnética de 1200watts em função da taxa de cisalhamento, para diferentes tempos de tratamento térmico de reaquecimento à 580ºC, para fração sólida de 45%.
3. MATERIAL E MÉTODO
Esse capítulo tem como propósito exibir detalhadamente a metodologia adotada para realização experimental. Desde a preparação da liga, avaliação microscopia e viscosidade.
3.1 PREPARAÇÃO DAS LIGAS
Realizou-se a preparação das ligas usadas como matéria prima no laboratório de conformação da UTFPR de Ponta Grossa, onde foi vazada alumínio comercialmente puro da série 332. Para a produção da liga hipoeutética, optou-se por adicionar alumínio comercialmente puro à liga A332 obtida na forma de lingotes de 7kg. Foi adicionada à essas ligas cerca de 0,2% de Ti através da liga refinadora 94wt%Al-5wt%Ti-1%B. Para finalizar a preparação da liga, foram adicionados 3 diferentes teores de Sr( 0,02%; 0,04% e 0,06%), por meio liga comercial 90wt%Al-10wt%Sr. Isso resultou em 5 diferentes setups de amostras conforme listados na tabela 3.
Tabela 3: Sequência de solidificada da liga A332.
VAZAMENTOS Si% Ti% Sr%
A A332 0 0
B A332 0,2 0
C A332 0,2 0,02
D A332 0,2 0,04
E A332 0,2 0,06
Fonte: Autoria Própria.
O equipamento utilizado para a realização das fusões para obtenção da liga, foi o forno de indução do fabricante GRION(figura 15) de 35 KW de potência com um cadinho de capacidade aproximada de 2,3 kg em massa de alumino.
Figura 15 - Forno de indução GRION 35 KW com cadinho de capacidade de 2,3
Os vazamentos foram realizados interno de 31mm e comprimento de 250mm
O modificador da fase eutética e o refinador de grão foram adquiridos comercialmente em formas de varetas, onde foram seccionadas em pequenas porções para melhorar a eficiência quando adicionados durante a fusão do material. As porções foram adicionadas 5 minutos antes de cada vazamento, para que houvesse a total dissolução dos elem
Forno de indução GRION 35 KW com cadinho de capacidade de 2,3 Kg de alumínio.
Fonte: Autoria própria.
Os vazamentos foram realizados em tubos metálicos com diâmetro interno de 31mm e comprimento de 250mm, conforme a figura 16
Figura 16 - Moldes Metálicos.
Fonte: Autoria Própria.
O modificador da fase eutética e o refinador de grão foram adquiridos lmente em formas de varetas, onde foram seccionadas em pequenas porções para melhorar a eficiência quando adicionados durante a fusão do material. As porções foram adicionadas 5 minutos antes de cada vazamento, para que houvesse a total dissolução dos elementos químicos.
Forno de indução GRION 35 KW com cadinho de capacidade de 2,3
tubos metálicos com diâmetro figura 16.
O modificador da fase eutética e o refinador de grão foram adquiridos lmente em formas de varetas, onde foram seccionadas em pequenas porções para melhorar a eficiência quando adicionados durante a fusão do material. As porções foram adicionadas 5 minutos antes de cada vazamento,
3.2 TRATAMENTO TÉRMICO DE GLOBULARIIZAÇÃO
O tratamento térmico de globularização foi realizado no laboratório de conformação da UTFPR do campus de Ponta Grossa, no mesmo forno de indução utilizado na elaboração das ligas, porém com o auxílio de uma bobina de indução no lugar do cadinho segundo mostrado na figura 17.
Figura 17 - Bobina de Indução Utilizada no Tratamento de Globularização.
Fonte: Autoria Própria.
As amostras utilizadas foram confeccionadas nas dimensões ilustradas na figura 18. Estas foram usinadas a partir dos lingotes obtidos na fase de fusão. O furo de 4 mm deslocado do centro tinha a função de posicionamento de um termopar do tipo K, CromelAlumel.
Figura 18 - Amostras utilizadas nos tratamentos térmicos de globularização.
Fonte: Autoria Própria.
A potência do forno foi regulada a fim de manter uma taxa de aquecimento aproximada de 50 ºC/min, pois como mostra Proni (2014) dentre diversas taxas de aquecimento empregadas durante o ensaio de globularização, esta resultou num melhor comportamento microestrutural da pasta semissólida.
O tratamento térmico foi realizado a uma temperatura de 567ºC representando uma fração sólida de 45% durante tempos de retenção de 0, 30 e 90 segundos, em seguida as amostras foram resfriadas em água para frear as transformações microestruturais, para assim posteriormente serem avaliadas metalográficamente.
3.3 ANALISE MICROESTRUTURAL
3.3.1 Preparação Metalográfica
Para a realização da micrografia as amostras foram preparas no laboratório de Preparação Metalográfica da UTFPR do campus de Ponta Grossa seguindo-se a seguinte metodologia:
Posteriormente ao tratamento térmico de globularização, as amostras foram fracionadas para obtenção de amostras menores conforme o esquema da figura 19.
Figura 19 - Esquema de corte para retirada das amostras para metalografia.
Fonte: Autoria Própria.
Após a obtenção das amostras fracionadas, estas foram embutidas a quente em moldes de baquelite em uma embutidora BUEHLER modelo SimpliMet XPS1 conforme a figura 20 ,com uma temperatura de 180ºC e uma pressão de 42000psi durante 5min.
Figura 20 - BUEHLER modelo SimpliMet XPS1.
Fonte: Autoria Própria.
Após as amostras embutidas, estas foram para um processo de lixamento na qual teve 3 etapas com lixas de 320,600 e 1200 mesh. Depois do processo de lixamento, as amostras foram polidas com uma politriz automática modelo Vector (figura 21) com alumina de 1um, seguido de um polimento emsílica coloidal de 0,04um.
Figura 21- BUEHLER modelo Vector
Para finalizar, as amostras eram submetidas a um polimento final durante 2 horas em politriz vibratória do fabricante BUEHLER modelo VibroMet 2 (figura 22), utilizando sílica coloidal de 0,04 um e sem ataque químico.
Figura 22 - BUEHLER modelo VibroMet 2.
Fonte: Autoria Própria.
3.3.2 Análise Microscópica
A análise microestrutural foi feita no laboratório de materiais da UTFPR – PG em um microscópio ótico ZEISS modelo Axio Imager.A2m (figura 23). As imagens foram obtidas com a finalidade de avaliar o tamanho, o perímetro e a área média das células dendríticas de Al-α.Foram aquisitadas 3 imagens de cada amostra com lente 100 vezes de aumento.
Figura 23: Microscópio ótico ZEISS modelo Axio Imager.A2m.
Fonte: Autoria Própria.
A contagem de fator de forma foi obtida pelo software ImageJ. Para o cálculo do tamanho das células dendríticas, foi obtida através do método dos interceptos de Henry, regido pela norma ASTM E112.
3.4 TESTE DE COMPRESSÃO A QUENTE
O ensaio de compressão a quente foi realizado no laboratório de tixoconformaçãodo DEF/FEM/UNICAMP em uma prensa KALATEC, cuja sua capacidade de aplicação de carga de 20KN (figura 24), aplicando uma velocidade de deslocamento da prensa de 125 mm/s. O ensaio de compressão a quente entre placas paralelas tem como propósito de mesurar a viscosidade aparente das ligas de alumínio após o tratamento térmico de globularização.
Figura 24 - Prensa Kalatec e sistema de aquisição de dados.
Fonte: Torres 2013.
Primeiramente, realizou-se o aquecimento das amostras em um forno de indução da empresa Norax Canada lnc.(figura 25), onde sua bobina foi posicionada concentricamente ao eixo de deslocamento do pistão da prensa. A taxa de aquecimento utilizada neste ensaio foi de (50 ºC/min) onde a aquisição de temperatura foi feita através de um termopar tipo K, CromelAlumel.
Figura 25 – Forno indutivo utilizado no aquecimento das amostras
Fonte: Autoria Própria.
As amostras foram preparadas antes do ensaio tendo como medidas as seguintes dimensões (figura 26) diâmetro de 29 mm, altura de 30 mm e com um furo de 3,5mm no centro de cada amostra para o posicionamento do termopar.
Figura 26 - Amostras utilizadas no tratamento térmico de globularização.
Os ensaios foram realizados a uma temperatura de 567ºC representando uma fração sólida de 45%, onde os tempos de globularização foram de 0, 30 e 90 segundos, sendo repetido 3 vezes para cada uma das composições químicas.
A obtenção dos dados de tempo, deslocamento e força foram obtidos com auxílio do software Labview.
4. RESULTADO E DISCUSSÃO
Este capitulo tem como objetivo apresentar os resultados,os quais foram divididos em 3 subcapitulos.
No primeiro subcapitulo foram abordados os resultados da análise metalografica realizada para identificar os principais microconstiuintes da liga A332. Além disso, foi analisado o efeito da adição de refinador de grão e do Sr sobre a formação microestrutural.
Na seqüência foram apresentados as analises metalográficas após o tratamento térmico de globularização para diferentes tempos de retenção. Será analisada a evolução morfológica da liga e os tamanhos das células dendríticas e o fator de forma das células dendríticas.
Por final , o último subcaptiulo foram abordados os estudos reológicos obtidos no ensaio de compressão entre placas paralelas, onde relacionam viscosidade e a taxa de cisalhamento. Também foi avaliado como esses parâmetros modificam com diferentes tempos de retenção e diferentes teores de estrôncio.
4.1 RESULTADOS DA ANÁLISE MORFOLÓGICA
Com a finalidade de avaliar a evolução da morfologia da liga A332 no estado semissólido, assim como analisar o efeito do refinamento de grão e do estrôncio, as amostras passaram por um tratamento térmico de globularização e em seguida foram analisadas metalograficamente.
As imagens obtidas via microscopia ótica com 100x de aumento podem ser visualizadas nas figuras 30.
Figura 27 - Imagem metalográfica com 100X de aumento da liga A332 no estado (A) natural.
Fonte: Autoria Própria.
Na figura 27(A) podemos avaliar a microestrutura da liga A332 em seu estado natural, onde é composta por um grande volume da fase Al acompanhada do Si eutético, além de partículas de Fe-β no formato de estruturas aciculares. Segundo Furlan(2008), o sílicio assume um formato de placas em ligas não modificadas, como pode ser visto na figura 26.
Na figura 27 não foi possível notificar as estruturas dendríticas de Al-α que compõem os eutéticos.
Figura 28 - Imagen metalográfica com 100X de aumento da liga A332 (B) refinada + 0 ppm de Sr.
Fonte: Autoria Própria.
Assim sendo,a figura 28 apresenta uma microestrutura muito parecida com a figura 27, onde pode-se notar um grande volume de fase de Al-α e os eutéticos de Si e Fe-β no formato de estruturas aciculares. Embora a liga da figura 28 tenha refinador de grão, há uma pequena diferenciação da microestrutura.
Figura 29: Imagen metalográfica com 100X de aumento da liga A332 (C) refinada + 200 ppm de Sr.
Fonte: Autoria Própria.
Na microestruturas da figura 29, podemos visualizar que houve uma alteração na morfologia da fase eutética, onde podemos diferenciar com precisão a fase eutética da fase primária. Segundo Furlan (2008) esse fenômeno é explicado, pois há uma variação no mecanismo de nucleação do Si eutético, onde esse deixa de nuclear de maneira adjacente as dendritas de Al-α, o que leva a uma intensa interação entre essas fases, e passa a nuclear em diferentes tipos de partículas presentes no banho eutético.
Porém ainda com relação a figura 29 pode-se notar que a modificação não foi completa, uma vez que a morfologia do Si ainda se encontra de maneira acicular, podendo-se classificar a liga refinada com 200 ppm como uma condição submodificada.
Figura 30 - Imagens metalográficas com 100X de aumento da liga A332 (D) refinada +400 ppm de Sr.
Fonte: Autoria Própria.
Já na figura 30, é possível identificar que houve uma completa modificação da fase eutética onde a morfologia de Si é composta por refinadas partículas de SI. Segundo FURLAN (2008), essa morfologia é denominada fibrosa ou também chamada de formato de "alga". Esse fenômeno resulta no aumento das propriedades mecânicas como ductilidade e tenacidade sem afetar a resistência mecânica.
Para comprovar essa microestrutura fibrosa, seria necessário utilizar um MEV(microscópio eletrônico de varredura) na qual representa a imagem em com um elevado grau de aumento. Desse modo é possível avaliar a estrutura eutética com mais clareza.
Figura 31 - Imagen metalográfica com 100X de aumento da liga A332 (E) refinada + 600 ppm de Sr.
Fonte: Autoria Própria.
Devido a concentração de Sr,a liga da figura 30 deveria se encontra no estado supermodificado. Porém , é possível identificar uma parcial modificação, onde existe partículas de silício em forma de placas e em forma fibrosa.
Isso pode ser explicado, devido a liga conter um teor relativamente alto de Fe( acima de 0,4%) e possuir uma presença de refinador de grão. Segundo Samuel et al (1998), o efeito do estrôncio na presença de refinadores na dissolução das partículas intermetálicas contendo ferro é anulada. Desse modo acabou resultando em uma modificação parcial da liga.
4.2 ANALISE MICROESCRUTURAL DO TRATAMENTO DE GLOBULARIZAÇÃO
Com a finalidade de avaliar a evolução da morfologia da liga A332 no estado semissólido, assim como analisar o efeito do refinamento de grão e do estrôncio, as amostras passaram por um tratamento térmico de globularização e em seguida foram analisadas metalograficamente.
As imagens obtidas via microscopia ótica com 100x de aumento onde podem ser visualiza das nas figuras 32 para a condição natural.
Figura 32 - Imagem metalográfica com 100X de aumento da liga A com; 0 segundos de retenção(A0),30 segundos de retenção(A30) e 90
segundos de retenção(A90).
A figura 32 foi obtida a partir de metalografia convencional onde representam a liga A332 em seu estado natural submetidas ao tratamento de globularização obtidas via metalografia convencional.
Nota-se a evolução da microestrutura onde a imagem 31 é composta por estruturas de Al primário em formação de roseta, e já com um aumento de tempo de permanência no estado semisólido, pode-se observar um crescimento no tamanho da estrutura na figura 32. Esse fato pode ser explicado pelo mecanismo de Ostwald Ripenning.
Figura 33 - Imagem metalográfica com 100X de aumento da liga
B com 0 segundos de retenção(B0),30 segundos de retenção(B30) e 90 segundos de retenção(B90).
.
Nas imagens 33 é possível observar uma melhora microestrutural no refinamento de grão comparando com a figura 32 sem a adição de refinamento de grão,onde na figura 31 bruta de fundição não foi possível constatar essa melhora. Segundo Lorençato(2008), existe uma relação direta entre tamanho de grão e tamanho da célula dendrítica, onde quanto maior o tamanho de grão maior vai ser o tamanho da célula dendrítica. Logo, pode-se observar nas imagens uma redução significativa dos tamanhos das células dendríticas, comprovando o seu refinamento.
Já as imagens 34,35 e 36 retratam a liga A332 com refinamento e adição de 200,400 e 600ppm de Sr respectivamente
Figura 34 - Imagem metalográfica com 100X de aumento da liga C com 0 segundos de retenção(C0),30 segundos de retenção(C30) e 90 segundos de retenção(C90).
Fonte: Autoria Própria.
Figura 35 - Imagem metalográfica com 100X de aumento da liga D com 0 segundos de retenção(D0),30 segundos de retenção(D30) e 90 segundos de retenção(D90).
Figura 36 - Imagem metalográfica com 100X de aumento da liga
E com 0 segundos de retenção(E0),30 segundos de retenção(E30) e 90 segundos de retenção(E90).
Fonte: Autoria Própria.
Nas figuras 34 á 36 , onde retratam a liga A332 com refinamento de grão juntamente com a adição de 200,400 e 600 ppm de Sr respectivamente é possível notar a formação de rosetas de Al primário. Nota-se que conforme o
tempo de retenção ocorreu um aumento no tamanho das estruturas. Porém com a adição de Sr, não foi possível observar mudanças significativas na morfologia do Al primário, sendo necessário uma análise quantitativa para compreender o que ocorreu com a modificação por Sr na morfologia da liga A332 no estado semissólido.
Com base nas imagens obtidas por microscopia otica, foi possível realizar o levantamento dos parâmetros quantitavivos em relação a condição microestrutural da liga A332 para diferentes adições de Sr, assim como diferentes tempos de retenção durante o tratamento térmico de globularização. O resultado das medições de tamanho de célula dendrítica e o fator de forma estão apresentados na tabela 4.
Tabela 4: Valores de fator de forma e tamanho médio de células dendríticas
Amostra TR(s) FF CD (µm) 0 0,213 131,7 Natural(A) 30 0,227 125,58 90 0,198 138,46 0 0,253 87,6 Refinada(B) 30 0,223 95,6 90 0,245 98,4 Refinada + 200 ppm(C) 0 0,202 77,14 30 0,165 90 90 0,2188 93,2 Refinada + 400ppm(D) 0 0,195 71,05 30 0,22 101,88 90 0,22 93,12 Refinada + 600 ppm(E) 0 0,267 77,142 30 0,265 101,88 90 0,323 110,7
Fonte: Autoria Própria.
A partir dos resultados da tabale 4 é possivel ver a eficácia do refinador de grão, onde a liga no estado comercial sem o refinador de grão, possuiu um tamanho de célula dendrítica em média 50% maior comparado com as demais ligas onde tiveram refinamento de grão.
Os resultados de tamanho de células dendríticas obtidos na tabela 4 acima é possivel constatar de uma forma geral que houve um aumento no
tamanho médio das células dendríticas com um aumento no tempo de retenção.
Outro fator relevante com o aumento do tempo de retenção, foi que houve uma tendencia das células dendríticas apresentarem-se uma geometria mais esférica. Isso é explicado devido a evolução morfologica de caracter globular que acontece conforme maior o tempo de retenção.
4.3 VISCOSIDADE APARENTE X TAXA DE CISALHAMENTO
Com os resultados obtidos com a força versus deslocamento pelo teste de compressão a quente, fo possível calcular a viscosidade aparente e a taxa de cisalhamento obtidas durante o ensaio. Os gráficos serão apresentados onde relacionam a taxa de cisalhamento e a tensão de escoamento para as condições ,(A) natural (figura 37), (B) refinada + 0 ppm de Sr(figura 38), (C) refinada + 200ppm de Sr (figura 39), (D) refinada + 400 ppm de Sr (figura 40) e (E) refinada + 600 ppm de Sr(figura 41).
Figura 37 - Viscosidade em relação a taxa de cisalhamento - amostra A
Fonte: Autoria Própria.
0 5000 10000 15000 20000 25000 30000 35000 40000 45000 50000 0 2 4 6 8 10
V
is
co
si
d
a
d
e
A
p
a
re
n
te
(
P
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.s
)
Taxa de Cisalhamento ( S -1)
A
0 Segundo 30 Segundos 90 SegundosFigura 38 - Viscosidade em relação a taxa de cisalhamento - amostra B
Fonte: Autoria Própria.
Figura 39 - Viscosidade em relação a taxa de cisalhamento - amostra C
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000 8000 9000 10000 11000 12000 0 2 4 6 8 10
V
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)
Taxa de Cisalhamento ( S
-1)
B
0 segundo 30 segundosFonte: Autoria Própria.
Figura 40 - Viscosidade em relação a taxa de cisalhamento - amostra D
Fonte: Autoria Própria.
Figura 41 - Viscosidade em relação a taxa de cisalhamento - amostra E
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000 8000 9000 10000 11000 12000 0 2 4 6 8 10
V
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A
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P
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)
Taxa de Cisalhamento ( S
-1)
C
0 Segundo 30 Segundos 90 Segundos 0 1500 3000 4500 6000 7500 9000 10500 12000 0 2 4 6 8 10V
is
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A
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)
Taxa de Cisalhamento ( S
-1)
D
0 Segundo 30 Segundos 90 segundosFonte: Autoria Própria.
De um modo geral,os gráficos das figuras 37 á 41 apresentaram características semelhantes , onde tiveram um comportamento característico de matériais semissólidos para os gráficos da viscosidade aparente em relação a taxa de cisalhamento .Inicialmente é observado um pico no valor da
viscosidade aparente para baixas taxas de cisalhamento, isso acontece devido a resistência do material á estrutura de partículas sólidas ainda interconectadas em escoar. A partir da quebra das partículas interconectadas, o material
começa a escoar e ao decorrer do aumento da taxa de cisalhamento a viscosidade tende a diminuir e estabilizar para valores acima de 3 s-1 .
Os gráficos 41 e 48 possuem erros devido á aquisição dos dados no laboratório, sendo assim descartados dos demais gráficos.
Nota-se também, com o aumento no tempo de retenção proporciona um decréscimo no valor máximo da viscosidade aparente. Esse fenômeno é explicado por Zoqui (2001), conforme aumentando o tempo de retenção do material, o material vai adquirindo um caráter mais globular do material
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000 8000 9000 10000 11000 12000 0 2 4 6 8 10
