UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS
Faculdade de Engenharia Mecânica
ARMANDO AUGUSTO DE CAMPOS JUNIOR
Parâmetros Térmicos de Solidificação,
Microestrutura e Propriedades em Tração de
Liga Ternária Al-Sn-Cu
CAMPINAS 2017
Parâmetros Térmicos de Solidificação,
Microestrutura e Propriedades em Tração de
Liga Ternária Al-Sn-Cu
Orientador: Prof. Dr. Amauri Garcia
CAMPINAS 2017
Dissertação de Mestrado apresentada à
Faculdade de Engenharia Mecânica da
Universidade Estadual de Campinas como parte dos requisitos exigidos para obtenção do título de Mestre em Engenharia Mecânica, na Área de Materiais e Processos de Fabricação.
ESTE EXEMPLAR CORRESPONDE À VERSÃO FINAL DA DISSERTAÇÃO DEFENDIDA PELO ALUNO ARMANDO AUGUSTO DE CAMPOS JUNIOR E ORIENTADA PELO PROF. DR. AMAURI GARCIA
... ASSINATURA DO(A) ORIENTADOR(A)
COMISSÃO DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA
MECÂNICA
DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA DE MANUFATURA E
MATERIAIS
DISSERTAÇÃO DE MESTRADO ACADÊMICO
Parâmetros Térmicos de Solidificação,
Microestrutura e Propriedades em Tração de
Liga Ternária Al-Sn-Cu
Autor: Armando Augusto de Campos Junior Orientador: Dr. Amauri Garcia
A Banca Examinadora composta abaixo aprovou esta Dissertação:
Prof. Dr. Amauri Garcia
Universidade Estadual de Campinas – FEM/UNICAMP
Prof. Dr. Noé Cheung
Universidade Estadual de Campinas – FEM/UNICAMP
Dr. Leonardo Taborda Sandor Villares Metals S.A./Sumaré
A Ata da defesa com as respectivas assinaturas dos membros encontra-se no processo de vida acadêmica do aluno.
Dedico este trabalho à minha esposa Neide Hoffmann de Campos, companheira de jornada e aos meus pais Armando Augusto e Maria Antonia (in memorian), meus primeiros mestres.
À Deus por me acompanhar em toda esta trajetória e permitir vencer mais este desafio. Ao Prof. Dr. Amauri Garcia, pela forma, dedicada e competente com que orientou este trabalho;
Ao Dr. Felipe Bertelli, pelo suporte e acompanhamento na realização de todas as fases deste trabalho;
Ao Prof. Dr. Noé Cheung, pelo incentivo, troca de informações e discussões;
Aos colegas do Grupo de Pesquisa em Solidificação (GPS): Emmannuele Freitas, Crystopher Brito, Thiago Costa, Thiago Soares, Washington Santos, Rafael Kakitani, pelas trocas de conhecimentos e informações;
Ao companheiro de trabalho de laboratório, Givanildo Alves dos Santos;
À Prof.ª Dra. Chafiha Maria Suiti Laszkiewicz, da Universidade Nove de Julho, pelo apoio na redação;
Aos Técnicos dos Laboratórios de Metalografia e Ensaios Mecânicos do Departamento de Engenharia de Manufatura e de Materiais – DEMM/FEM/UNICAMP.
CAMPOS JR, Armando Augusto de: Parâmetros Térmicos de Solidificação,
Microestrutura e Propriedades em Tração de Liga Ternária Al-Sn-Cu. Campinas:
Faculdade de Engenharia Mecânica, Universidade Estadual de Campinas, 2017 (Dissertação de Mestrado).
Ligas Al-Sn são amplamente utilizadas em componentes da indústria automotiva, como por exemplo em rolamentos e componentes internos de motores à combustão. No entanto, o projeto de motores para cargas e temperaturas mais elevadas vão exigir componentes com maior resistência mecânica e boas propriedades tribológicas. O Sn é bem conhecido por atuar como um lubrificante sólido, mas o reforço da matriz rica em Al também é uma necessidade. A adição de terceiros elementos para ligas de Al-Sn pode ser uma alternativa. No presente trabalho, desenvolve-se uma análise experimental com a adição de 5% de Cu em uma liga Al-10%Sn envolvendo a solidificação unidirecional vertical ascendente em condições transitórias de fluxo de calor, análise térmica do processo, evolução da microestrutura e determinação de propriedades mecânicas de tração. A determinação quantitativa de parâmetros térmicos de solidificação, tais como: velocidades de deslocamento das isotermas liquidus e taxas de resfriamento à frente das isotermas liquidus, baseou-se em curvas experimentais de resfriamento de diferentes posições ao longo do comprimento do lingote solidificado unidirecionalmente. A microestrutura dendrítica da matriz foi quantificada através de espaçamentos interdendríticos primários que foram devidamente relacionados com os parâmetros térmicos de solidificação, permitindo estabelecer leis de crescimento. Amostras retiradas de diferentes posições do lingote direcional foram submetidas a ensaios de tração, o que permitiu estabelecer correlações experimentais entre limites de escoamento e de resistência à tração e alongamento específico com o espaçamento dendrítico primário.
Palavras Chave: Solidificação unidirecional transitória; Parâmetros térmicos de
CAMPOS JR., Armando Augusto de, Solidification Thermal Parameters, Microstructure and Tensile Properties of a Ternary Al-Sn-Cu Alloy. Campinas: Faculty of Mechanical Engineering, University of Campinas, Brazil, 2017 (Master Degree Thesis).
Al-Sn alloys are widely used in components of the automotive industry, e.g. bearings and internal components of combustion engines. However, the design of engines for higher loads and temperatures will demand components having higher mechanical strength and good tribological properties. The Sn-rich phase is well known to act as a solid lubricant, but the strengthening of the Al-rich matrix is also a need. The addition of third elements to Al-Sn alloys can be an alternative. The study focus on the role of the addition of 5%Cu to an Al-10%Sn alloy in the microstructure evolution during solidification. Moreover, the effect of the microstructure length scale on the alloy tensile properties is also envisaged. The alloy was subjected to unidirectional solidification by using a water-cooled solidification setup, which permits a wide range of experimental cooling rates to be examined. The experimental temperature data permitted the solidification velocity (VL) and the cooling rate (Ṫ) to be determined, which have been correlated
with the primary dendritic arm spacing (λ1) of the alloy matrix. Experimental growth laws
relating λ1 to both VL and Ṫ are proposed. Experimental equations are also proposed correlating
yield (σe) and ultimate (σu) tensile strengths and elongation (δ) with λ1.
Keywords: Unsteady-state directional solidification; Solidification thermal parameters;
Lista de Abreviaturas e Siglas
Letras Latinas
cf = composição final do líquido [% peso]
C0 = redistribuição de soluto [% peso]
D = difusividade de soluto no líquido [m2s-1] g = aceleração da gravidade [m/s2]
GL = gradiente de temperatura em frente a isoterma liquidus [K/m]
GoƐ = parâmetro característico [≅ 600 x 6 Kcm-1]
hi = coeficiente de transferência de calor metal/molde [W/m2.K] Ko = coeficiente de redistribuição de soluto
L = calor latente de fusão [J/kg]
mL = inclinação da linha liquidus [°C/ % peso]
P = posição de cada termopar no lingote direcional [mm] R² = coeficiente de determinação [adimensional]
Ṫ = taxa de resfriamento [K/s] TL = temperatura liquidus [°C]
t = tempo de passagem da isoterma liquidus por cada termopar [s] VL = velocidade da isoterma liquidus [m/s]
VS = velocidade da isoterma solidus [m/s]
Letras gregas
Γ = coeficiente de Gibbs-Thomson [m.K] α = fase [Adimensional]
λc = espaçamento celular [μm]
λ1 = espaçamento dendrítico primário [μm]
λ2 = espaçamento dendrítico secundário [μm]
λ3 = espaçamento dendrítico terciário [μm]
σmáx = limite de resistência a tração [MPa]
σe = limite de escoamento [Mpa] δ = alongamento especifico [%] Δ = Variação [adimensional] Subscritos L Líquido S Sólido S/L Sólido/ Líquido Abreviações AE Alongamento específico a2 Fator de calibração dP Diferença de posição. dT Variação de temperatura
EDP Espaçamento dendrítico primário EDS Espaçamento dendrítico secundário FRX Fluorescência de Raio X
HV Vickers Hardness (Dureza Vickers)
LV Calor latente na base volumétrica
LRT Limite de resistência à tração LE Limite de escoamento tSL Tempo local de solidificação
SRC Super-resfriamento constitucional TCE Transição colunar/equiaxial
PSC Parâmetro do super-resfriamento constitucional
Siglas
ABNT Associação Brasileira de Normas Técnicas ANSI American National Standards Institute ASTM American Society for Testing & Materials
DEMM Departamento de Engenharia de Manufatura e Materiais EUA Estados Unidos da América
FEM Faculdade de Engenharia Mecânica GPS Grupo de Pesquisas em Solidificação I.S.A Instrument Society of America NBR Norma Brasileira
SAE Society of Automotive Engineers UNICAMP Universidade Estadual de Campinas
Sumário
1. INTRODUÇÃO ... 14 1.1 Considerações iniciais ... 14 1.2. Objetivos ... 17 2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ... 19 2.1. Solidificação ... 19 2.1.1. Considerações iniciais ... 192.1.2. Solidificação unidirecional transitória ... 22
2.1.3. Macroestrutura ... 24
2.1.4. Microestruturas ... 28
2.1.5. Leis de crescimento dendrítico ... 30
2.2. Ligas binárias ... 33
2.2.1. Correlações teóricas e experimentais entre crescimento dendrítico primário e parâmetros térmicos de solidificação em regime transitório de extração de calor ... 33
2.2.2. Modelos teóricos de crescimento dendrítico secundário ... 39
2.2.3. Correlação da microestrutura de solidificação e propriedades mecânicas. ... 40
2.3. Ligas ternárias ... 48
2.3.1 Ligas ternárias à base de Al ... 48
3. MATERIAIS E MÉTODOS ... 54
3.1. Análise experimental ... 54
3.2. Equipamentos e materiais utilizados ... 55
3.3. Elaboração da liga em estudo ... 60
3.4. Obtenção da curva de resfriamento da liga Al-10%Sn-5%Cu ... 65
3.5. Determinação dos parâmetros térmicos de solidificação... 65
3.5.1. Tempos de passagem da isoterma liquidus (tL) ... 65
3.5.2. Velocidade de deslocamento da isoterma liquidus (VL) ... 66
3.5.4. Gradientes térmicos ... 67
3.6. Procedimento experimental para a obtenção dos tempos de passagem da isoterma por posições específicas ... 67
3.7. Procedimentos experimentais para caracterização das estruturas de solidificação ... 70
3.7.1. Análise macrográfica ... 70
3.7.2 Análise micrográfica ... 71
3.8. Análise da composição química ao longo do comprimento do lingote...72
3.9. Ensaio de tração ... 73
3.10. Ensaio de dureza Vickers...76
4. RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 78
4.1. Análise dos parâmetros térmicos ... 78
4.1.1. Curvas de resfriamento ...78
4.1.2. Tempo de passagem da isoterma liquidus ... 79
4.1.3. Velocidade da isoterma liquidus (VL) ... 80
4.1.4. Taxa de resfriamento (Ṫ ) ... 81
4.2. Estruturas de solidificação ... 82
4.2.1. Macroestrutura de solidificação ... 82
4.2.2. Análise dos teores de Sn e Cu ao longo do comprimento do lingote ... 83
4.2.3. Microestruturas de solidificação ... 84
4.3. Correlações entre parâmetros térmicos da solidificação e espaçamentos dendríticos ... 90
4.4. Correlações entre espaçamentos dendríticos e propriedades mecânicas ... 92
4.5. Dureza ... 99
5. CONCLUSÕES E SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ... 101
5.1. Conclusões ... 101
5.2. Sugestões para trabalhos futuros ... 103
1 INTRODUÇÃO
1.1 Considerações iniciais
A fusão de metais e consequente solidificação são processos utilizados desde os primórdios da humanidade na obtenção dos mais variados bens usados no nosso dia-a-dia.
O estudo sistemático da solidificação de metais e ligas em sistemas metal/molde tem como objetivo encontrar meios de aliar as melhores características de aplicação desejadas a componentes e, ao mesmo tempo, prevenir a ocorrência de defeitos. Nesse particular as microestruturas de solidificação, em função da morfologia e escala das fases presentes, têm um papel fundamental na resposta mecânica que se exige de um componente. Ou seja, o entendimento da formação dessas microestruturas e das variáveis de processo que as influenciam pode se constituir em uma interessante rota de programação de propriedades de aplicação.
O controle de parâmetros térmicos de solidificação definirá as características do produto final através da microestrutura obtida no material. A temperatura de início de solidificação e, subsequentemente, as formas de transporte e dissipação da energia térmica a partir daquele instante, caracterizam o ponto de partida do processo de solidificação, onde a absorção e transferência de calor proveniente do metal para o ambiente é obtida pelo molde, sendo que as condições operacionais de transferência de calor durante o processo são determinantes para a cinética do processo. Velocidade da isoterma liquidus (VL), gradiente térmico à frente da interface sólido/líquido (GL), taxa de resfriamento
(Ṫ) e a concentração e redistribuição de soluto (Co), são variáveis significativas para o controle da
solidificação (Garcia, 2007).
A Figura 1.1a mostra uma representação de uma microestrutura dendrítica, que constitui a morfologia microestrutural típica da grande maioria das ligas metálicas, sendo que os espaçamentos entre ramificações adjacentes permitem a caracterização quantitativa dessas estruturas (espaçamentos interdendríticos) e na Figura 1.1b uma imagem da microestrutura da liga em estudo com formação dendrítica.
Figura 1.1- (a) Estrutura tipicamente dendrítica (Garcia 2007) e (b) Estrutura da liga estudada.
As condições térmicas durante a solidificação e as características intrínsecas do material a ser solidificado interferem diretamente na formação da estrutura, que determinará as propriedades do produto final. As características mecânicas finais dependem de aspectos inerentes à solidificação do componente, como tamanho de grão, espaçamentos dendríticos (quando essa for a morfologia da matriz), heterogeneidades de composição química, de tamanho, forma e distribuição das inclusões e porosidade. As microestruturas com menores espaçamentos interdendríticos permitem uma distribuição mais homogênea de produtos segregados, de inclusões e de poros, que não puderam ser completamente eliminados antes da solidificação. Rooy (1988), em experiências com uma liga Al-Si (A356), Quaresma (2000) com ligas Al-Cu, e Osório (2002) com ligas Zn-Al, demonstraram que os limites de escoamento e de resistência à tração podem ser correlacionados com os espaçamentos dendríticos, aumentando com a diminuição destes parâmetros estruturais.
A literatura mostra que os espaçamentos celulares e dendríticos diminuem com o aumento da velocidade da isoterma liquidus e da taxa de resfriamento (Hunt, 1979; Hunt e Lu 1996; Bouchard – Kirkaldy, 1997). Portanto, sistemas de solidificação que favoreçam essas condições devem em princípio
contribuir para a obtenção de produtos com melhor resistência mecânica.
Dentro do universo de componentes mecânicos podem-se citar os mancais de deslizamento à base de ligas de alumínio, muito usados em motores de combustão, alguns compressores e equipamentos aeronáuticos. De modo geral, os mancais, hoje produzidos em larga escala, consistem em um invólucro cilíndrico de aço, com uma fina camada (em torno 0,2 mm) de uma liga com propriedades que minimizam o efeito do atrito entre as superfícies móveis.
Por volta de 1930 já se havia surgido o interesse na utilização de ligas de alumínio para mancais de deslizamento. A Rolls Royce, por exemplo, aplicou com sucesso ligas de alumínio-zinco para a produção de componentes de motores de aeronaves e durante os anos quarenta, ligas semelhantes foram aplicadas na indústria automotiva nos EUA (Tomasz, 1997).
O principal motivo que desencadeou o interesse geral pelas ligas de alumínio foi de fato a busca por um material com características de deslizamento adequadamente elevado, capaz de resistir a cargas substancialmente altas, permitindo, assim, evitar muitos problemas comumente encontrados na fabricação, processo e a posterior utilização de ligas de cobre-estanho e chumbo muito utilizadas em mancais de deslizamento, sendo que o estanho e o chumbo apresentam baixa resistência mecânica, mas principalmente em substituição ao chumbo que além de prejudicial ao meio ambiente também é altamente nocivo à saúde.
Evidentemente, as ligas não estão imunes ao desgaste, mas os componentes são projetados bem dentro dos limites de vida útil dos mancais. Além disso, a lubrificação hidrodinâmica impede o contato metal com metal, de modo que as ligas tribológicas intensifiquem ainda mais a vida útil dos componentes mecânicos, inclusive nos regimes mais severos de utilização. Mesmo nas situações onde não ocorre a lubrificação nos mancais, o contato com o ambiente também é importante na concepção de experiências que envolvem atrito e desgaste, como tem sido demonstrado no emprego das ligas tribológicas à base de alumínio. Cabe salientar que a ação tribológica é a denominação atribuída a ação de contato na superfície de um corpo sólido e o movimento relativo de um contra corpo sólido, líquido ou gasoso.
As ligas Al-Sn vêm sendo historicamente empregadas na fabricação de mancais, em função da combinação de resistência mecânica, boa conformabilidade e importantes características de superfície, onde o Sn apresenta ótimas características antiaderentes que diminuem o efeito do desgaste, garantindo excelentes propriedades de superfície, atuando como um lubrificante sólido (Kotadia, 2009)
A crescente busca por eficiência dos motores já atingiu o ponto em que a capacidade de carga das ligas existentes constitui-se consideravelmente em uma limitação de projeto. O aumento da eficiência
dos motores e a busca por maiores potências implicam no aumento das solicitações de carga nos mancais, evidenciando a busca pelo alto desempenho destes componentes. Isto requer, consequentemente, o desenvolvimento de novas ligas que apresentem melhoria nos mecanismos de desgastes em condições severas nas superfícies de contato destes componentes.
Nesse sentido, o Cu que apresenta boa resistência mecânica e ductilidade, é visto como um interessante terceiro elemento para ser adicionado às ligas Al-Sn com a finalidade de aumentar a resistência à tração e a resistência à fadiga do material e diminuir a probabilidade da ocorrência de falhas. Deste modo, objetiva-se com a combinação dos dois elementos solutos proporcionar as características desejáveis para a aplicação em mancais, tendo em vista os requisitos de resistência mecânica devidamente acoplado às características auto lubrificantes, o que aliado a um projeto adequado da microestrutura pode conferir grande resistência ao desgaste.
1.2. Objetivo
Neste trabalho, pretende-se desenvolver um estudo detalhado de caracterização de uma liga ternária Al-Sn-Cu, com foco de aplicação em mancais de deslizamento. Objetiva-se contribuir por meio de estudo teórico e experimental, para a compreensão das interações entre parâmetros térmicos da solidificação transitória, evolução microestrutural, espaçamentos microestruturais gerados e as propriedades mecânicas em condições de tração uniaxial.
Dentro da composição do plano de trabalho, as metas estabelecidas para se atingir o objetivo planejado são:
1 - Revisão da literatura quanto às técnicas de solidificação unidirecional desenvolvidas para regime transitório de fluxo de calor, quanto à formação da microestrutura, aos modelos de crescimento microestrutural e à influência das estruturas de solidificação nas propriedades mecânicas.
2 - Realização de experimentos de solidificação unidirecional vertical ascendente em condições transitórias de extração de calor, com uma liga do sistema ternário Al-Sn-Cu.
3 - Caracterização experimental da microestrutura resultante e quantificação dos parâmetros microestruturais, mais particularmente de espaçamentos dendríticos primários, por meio de técnicas metalográficas.
4 - Determinação dos parâmetros térmicos da solidificação (velocidade de deslocamento da isoterma liquidus: VL e taxa de resfriamento junto à isoterma liquidus: T ̇), a partir dos registros térmicos
experimentais.
5 - Correlação dos parâmetros microestruturais experimentais com os parâmetros térmicos de solidificação (VL e T ̇) e proposição de equações experimentais de crescimento.
6 - Confronto das equações de crescimento obtidas, com resultados da literatura referentes a outras composições de ligas ternárias à base de Al.
7 - Análise da influência dos espaçamentos microestruturais nos valores do limite de resistência à tração, limite de escoamento e alongamento específico, estabelecendo equações experimentais de correlação.
8 – Análise da influência da microestrutura sobre a evolução dos perfis de dureza ao longo do comprimento do lingote solidificado.
2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1. Solidificação
2.1.1. Considerações iniciais
A solidificação de metais e ligas consiste fundamentalmente em um processo de extração de calor acompanhado de transformação de fase líquido/sólido, que se viabiliza pelo vazamento do metal líquido em moldes das mais diferentes geometrias com a finalidade de produzir formas sólidas de aplicação em engenharia.
O estudo da solidificação de metais e ligas é importante sob os pontos de vista científico e tecnológico, já que a maioria dos produtos metálicos, exceto aqueles fabricados por eletrodeposição ou metalurgia do pó, em algum estágio da sua fabricação passa do estado líquido para o estado sólido numa forma acabada ou semiacabada, sendo que a estrutura formada após a solidificação determina as propriedades de aplicação dos produtos finais. É importante salientar que deficiências no processo de solidificação podem gerar produtos com defeitos cristalinos e proporcionar a ocorrência de falhas.
Métodos adequados e eficazes de refino de grãos podem ser aplicados ainda com o metal no estado líquido, bem como técnicas de fundição que permitam um rápido processo de solidificação, de modo a criar condições químicas e/ou térmicas adequadas para se obter certa programação da estrutura de solidificação. Entretanto, esses procedimentos requerem o entendimento da formação microestrutural durante o processo de solidificação de ligas metálicas, além da perfeita compreensão da correlação entre as etapas do processo de fabricação e as características do produto final, que garantam a obtenção de componentes com propriedades mecânicas e químicas otimizadas.
Em geral, solidificação de um metal ou liga envolve duas etapas fundamentais: 1. Nucleação - Formação de núcleos estáveis no líquido;
2. Crescimento - Os núcleos formados crescem gradativamente originando cristais, que com a progressiva retirada de energia térmica ao longo do sistema metal/molde, formam uma rede de unidades cristalinas denominadas grãos. O interior desses grãos pode ser caracterizado por diferentes fases e
morfologias que dependem de aspectos de composição química e das condições de resfriamento a partir do estado líquido.
Os aspectos da microestrutura, tais como, tamanho de grão, direção e forma de crescimento, morfologias das fases caracterizadas por espaçamentos celulares, dendríticos ou interfásicos, heterogeneidades de composição química, de tamanho, forma e distribuição das inclusões e porosidade, dependem das condições de solidificação, desde o início do processo com o metal no estado líquido, até se completar o processo com a obtenção do metal solidificado, conforme mostra a Figura 2.1.
Figura 2.1- Encadeamento de fatores e eventos durante a solidificação de um metal. Adaptado de Garcia (2007).
O estudo da solidificação envolve duas abordagens distintas. Uma abordagem termodinâmica onde se analisam as energias envolvidas na solidificação e uma abordagem cinética, onde se analisa a velocidade com que os processos de nucleação e crescimento acontecem.
A solidificação unidirecional é bastante utilizada em estudos que caracterizam estes fatores e é dividida em duas categorias bem definidas, uma tratando da solidificação em condições estacionárias de fluxo de calor onde o gradiente de temperatura, GL e a velocidade da isoterma liquidus, VL, são
controlados independentemente e mantidos constantes ao longo do experimento e a outra tratando da solidificação em regime transitório, onde o gradiente de temperatura e a velocidade de solidificação variam livremente com o tempo e com a posição dentro do metal, comportando-se como condições próximas das condições impostas nos processos industriais.
A solidificação unidirecional abrange a maioria dos processos industriais que envolvem a solidificação e, portanto, sua avaliação teórica e experimental no que se refere à interferência de parâmetros térmicos sobre os parâmetros da macroestrutura e da microestrutura para os diversos sistemas metálicos é relevante, podendo ser mapeada com diferentes equipamentos.
No início da solidificação, uma fina camada de metal solidifica-se junto à parede do molde e à medida que o processo avança, forma-se um espaço físico (gap) separando o metal e o molde, criando uma resistência térmica à passagem do calor em direção ao molde. (Garcia, 2007).
A Figura 2.2 apresenta todos os modos de transferência de calor que podem ocorrer ao longo da solidificação: condução térmica no metal e no molde, transferência newtoniana na interface metal/molde, convecção no metal líquido e na interface molde/ambiente e radiação térmica do molde para o ambiente.
Figura 2.2 - Modos de transferência de calor atuantes no sistema metal/molde (Adaptado de Rosa, 2007).
Em operações de fundição ou lingotamento, a escolha do tipo de molde utilizado, permite que alguns desses modos de transferência de calor sejam desprezados na análise da energia térmica transferida, como por exemplo a condução térmica no molde, no caso de moldes refratários, como moldes de areia, que permitem a fundição de geometrias complexas a um baixo custo relativo, mas que não são bons absorvedores de calor e a convecção na interface molde/ambiente, no caso dos moldes refrigerados, onde a sua temperatura externa é mantida constante pela ação do fluido refrigerante.
2.1.2. Solidificação unidirecional transitória
A maioria dos processos industriais envolve a solidificação em condições transitórias de fluxo de calor. Sob esta condição, não somente o gradiente de temperatura, mas também a velocidade de crescimento, variam livremente com a posição dentro do metal e com o tempo, de forma interdependente, destacando-se deste modo, a importância de se avaliar de forma teórica e também experimental, a
influência de parâmetros térmicos de solidificação (GL, VL) em condições transitórias de solidificação
unidirecional, que podem ser devidamente correlacionados com parâmetros da macroestrutura e da microestrutura. É importante ressaltar que na solidificação transitória, sendo GL e VL interdependentes,
a melhor maneira de representar a influência das condições térmicas da solidificação seria através da taxa de resfriamento (Ṫ) que sintetiza os dois parâmetros: Ṫ= GL.VL. Ou seja, associar um parâmetro
microestrutural de componente solidificado em condições transitórias, ou a GL ou a VL de forma
independente não tem significado. Em condições de solidificação transitória isso é possível, pois um desses parâmetros é artificialmente mantido constante, enquanto o outro varia em cada experimento.
A solidificação unidirecional transitória pode ser obtida por diversos arranjos físicos: horizontal, vertical ascendente e vertical descendente, que permitem simular elementos de volume representativos de um sistema metal/molde de maior complexidade geométrica, além de permitir investigar a influência das correntes convectivas induzidas tanto por diferenças de temperatura quanto por movimento de soluto segregado no líquido. Na Figura 2.3, é exemplificado de forma esquemática cada um dos processos e de que forma ocorre a extração de calor.
É possível obter-se por meio destes experimentos, microestruturas com diferentes morfologias e cuja escala varia significativamente com os perfis experimentais de taxas de resfriamento (Ṫ) e velocidade da isoterma liquidus (VL), o que permite estabelecer leis experimentais de crescimento
dendrítico em função de Ṫ e VL, em condições transitórias de extração de calor.
Muitas informações de relevância sobre a evolução da cinética do processo de solidificação e sobre a redistribuição de soluto de ligas de diferentes sistemas metálicos binários e ternários têm sido obtidas por meio da solidificação unidirecional em regime transitório de fluxo de calor (Garcia, 2012, Brito, 2012, Moutinho, 2012, Goulart, 2010, Rosa, 2007, Rocha, 2003).
Figura 2.3 - Técnicas experimentais de solidificação unidirecional: (A) vertical ascendente; (B) vertical descendente; (C) horizontal. Adaptado de Brito (2012)
2.1.3. Macroestrutura
O processo de solidificação se inicia pelo surgimento de núcleos sólidos no líquido, que crescem em condições termodinâmicas favoráveis e dão origem aos grãos cristalinos que vão definir a macroestrutura da peça, caracterizada por suas dimensões, orientação, forma e distribuição. De maneira geral, podem-se identificar três regiões macroestruturais distintas: Zona coquilhada, colunar e equiaxial central, conforme esquema da Figura 2.4.
Figura 2.4 - Representação esquemática de macroestruturas de solidificação (Goulart, 2010).
Na Zona Coquilhada, quando o metal líquido entra em contato com as paredes do molde refrigerado, uma fina camada de metal é super-resfriada induzindo nucleação intensa de pequenos grãos com orientação cristalográfica aleatória, que fica localizada na camada mais externa da peça ou do lingote. O tamanho desta zona é influenciado por uma série de fatores entre eles, coeficiente de transferência de calor metal/molde, temperatura de vazamento do metal líquido e as propriedades termofisicas do material do molde.
Quando o metal é vazado com alto grau de superaquecimento e as paredes do molde estão frias, somente uma camada fina de líquido consegue atingir temperaturas abaixo da temperatura de nucleação, formando assim uma zona coquilhada de dimensões muito reduzidas. Estando o metal líquido próximo da temperatura de transformação, ou seja, um menor superaquecimento, obtém-se uma zona coquilhada maior, mas poderá ser imperceptível ou nem existir, se o molde sofrer um pré-aquecimento antes do vazamento. Se ocorrer um superaquecimento excessivo do metal líquido, poderá haver refusão em grande parte dos cristais nucleados, não ocorrendo neste caso, a formação da zona coquilhada (Garcia, 2007).
A Zona Colunar é constituída por grãos cristalinos alongados e alinhados paralelamente à direção do fluxo de calor. Esta zona colunar surge em função do crescimento de grãos formados a partir dos núcleos oriundos do rápido resfriamento do líquido nos instantes iniciais da solidificação e que apresentam direção cristalográfica favorável àquela da extração de calor. Esses núcleos tendem a crescer mais rapidamente que os outros, na direção perpendicular a parede do molde, bloqueando o crescimento
dos demais grãos coquilhados. Os grãos assim formados possuem dimensões bem maiores que os grãos da zona coquilhada, apresentando ainda direções cristalográficas fortemente orientadas. Diversos autores apresentam teorias para explicar mais detalhadamente o mecanismo de formação da zona colunar: Walton e Chalmers (1959), Chalmers (1968) e Biloni (1968).
A Zona Equiaxial Centralé constituída por uma região central de grãos cristalinos sem orientações preferenciais, denominados equiaxiais, de dimensões relativamente grandes quando comparados com os grãos da zona coquilhada. Diferentemente do crescimento da zona colunar, a zona equiaxial central é caracterizada por grãos que crescem com direções cristalográficas aleatórias, onde os núcleos geradores dos grãos equiaxiais têm várias origens, porém só podem crescer após o líquido nas regiões centrais da lingoteira ter atingido temperaturas abaixo da liquidus, podendo surgir como consequência de eventos isolados de nucleação, a partir do crescimento da zona colunar ou da nucleação de cristais na superfície livre do líquido (Garcia, 2007). Diversos autores desenvolveram estudos de mecanismos de formação da zona equiaxial: Chalmers e Winegard (1954), Chalmers (1968), Jackson et al. (1966), Southin (1968), Ohno (1976), Flood et al (1987, A e B).
A Transição Colunar - Equiaxial (TCE) é um tipo de estrutura mista que ocorre somente quando é possível nuclear e crescer grãos equiaxiais à frente da interface colunar de crescimento, provocando uma transição entre os modos de crescimento. Neste caso, 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. No entanto, se a zona super-resfriada à frente da interface colunar for relativamente grande e com alta densidade de cristais, esses grãos equiaxiais podem formar uma fração volumétrica suficientemente alta a ponto de bloquear o crescimento colunar. Na Figura 2.5, são apresentadas macrografias de lingotes solidificados unidirecionalmente evidenciando a transição colunar/equiaxial (TCE). A determinação do ponto onde ocorre a transição colunar-equiaxial é importante para o planejamento do processo e para que se possam projetar as propriedades mecânicas do produto. É importante ressaltar que enquanto a estrutura colunar pode apresentar anisotropia de propriedades mecânicas em função da forte orientação de crescimento dos grãos colunares, a estrutura equiaxial caracteriza-se pela isotropia de propriedades mecânicas em função do crescimento aleatório dos grãos. Para isto é necessário que se entendam os mecanismos que levam a esta transição macroestrutural.
Figura 2.5 – Morfologias de transição Colunar/Equiaxial.
Na literatura há diversos trabalhos teóricos e experimentais que revelam alguns dos principais fatores que influenciam essa transição colunar/equiaxial:
• Superaquecimentos crescentes: quando não impedem completamente a formação de zona equiaxial, podem retardar a transição colunar/equiaxial, aumentando dessa forma o comprimento relativo da zona colunar. O aquecimento do molde pode provocar efeito semelhante;
• A capacidade de extração de calor na interface metal/molde, traduzida pelo coeficiente de transferência de calor metal/molde hi, influi retardando a transição para valores de hi mais elevados;
• Taxas de resfriamento mais elevadas favorecem o aumento da zona colunar; O aumento do teor de soluto na composição química da liga atua no sentido de antecipar a transição, até 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;
• Um parâmetro do sistema binário ligado à composição da liga, e conhecido como parâmetro do super-resfriamento constitucional (PSC) por estar contido na equação que estabelece as condições para as quais pode ocorrer super-resfriamento constitucional (a ser definido na seção 2.1.4), dado por:
𝑃𝑆𝐶 = 𝑚𝐶𝑜(1 − 𝑘)
𝑘 (2.1)
Valores de PSC mais altos provocam uma transição colunar/equiaxial mais rápida;
• Fluxo de fluido natural ou forçado: à medida que tem sua intensidade aumentada favorece a diminuição da zona colunar;
• Tamanho do molde: à medida que se aumenta a seção transversal favorece-se a formação da zona equiaxial, já que o efeito do superaquecimento é diminuído.
Diversos autores apresentam trabalhos visando explicar a transição colunar-equiaxial, podendo-se citar: Flood (1987 A) e Hunt (1984), Fredriksson e Olsson (1986), Suri et al (1991), Gandin (2000), Ziv e Weinberg (1989), Mahapatra e Weinberg (1987), Ares e Schvezov (2000) e Siqueira et al. (2003).
2.1.4. Microestruturas
No caso da solidificação de ligas, a microestrutura resultante está relacionada com a forma da interface entre o sólido e o líquido (S/L). Em condições ideais essa interface deveria permanecer plana (metais puros), porém alterações nos parâmetros térmicos e constitucionais do sistema metal-molde que ocorrem durante a solidificação, provocam a instabilidade dessa interface e consequentemente, uma degeneração gradativa da frente plana, assumindo morfologias mais complexas denominadas de celulares e dendríticas.
A rejeição de soluto ou de solvente na interface sólido/líquido durante o processo de solidificação dá origem a um gradiente térmico à frente desta interface, menor que o gradiente térmico do perfil de temperaturas líquidus, dando origem ao Super-Resfriamento Constitucional (SRC), sendo que a instabilidade causada na interface sólido/líquido dá origem a diferentes morfologias, dependendo do valor crescente do SRC e estas morfologias são denominadas na literatura de respectivamente: planar, celular e dendrítica.
Na Figura 2.6 é possível ver de forma esquemática a influência dos fatores: concentração de soluto (Co), velocidade da isoterma líquidus (VL) e o gradiente térmico (GL), para a instabilidade da interface
S/L e, consequentemente, para a formação das morfologias microestruturais: plana>celular>dendrítica. O crescimento de células regulares se dá a velocidades baixas e perpendicularmente à interface sólido/líquido, e na direção de extração do fluxo de calor, sendo praticamente independente da orientação cristalográfica.
Com o aumento do grau de super-resfriamento constitucional, ocorrem instabilidades de maior ordem e a estrutura celular de forma hexagonal passa para dendrítica, na forma de cruz de malta; com os ramos cristalográficos primários em direções cristalográficas próximas à direção do fluxo de calor e com a continuidade da rejeição de soluto, aparecem os braços secundários perpendicularmente aos ramos primários (Garcia 2007).
Figura 2.6 - 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. (Costa, 2013)
A escala microestrutural representativa de cada morfologia é definida pelas distâncias entre centros de células e de ramificações ou braços dendríticos denominadas de espaçamentos intercelulares e ou interdendríticos, que são utilizados para associar os efeitos dos parâmetros térmicos de solidificação
sobre a microestrutura formada. A Figura 2.7 exemplifica os espaçamentos dendríticos primários e secundários em microestrutura de liga metálica.
Figura 2.7- Esquema representativo das ramificações interdendríticas primárias (λ1)e secundárias (λ2).
(Goulart, 2010)
2.1.5. Leis de crescimento dendrítico
As propriedades químicas e mecânicas dos produtos fundidos são fortemente influenciadas pela morfologia microestrutural, ou seja, mostram-se dependentes dos espaçamentos intercelulares e interdendríticos. No caso de tratamentos térmicos de homogeneização, espaçamentos maiores podem exigir tratamentos mais demorados para a completa homogeneização da composição química. Espaçamentos menores permitem que a microestrutura seja caracterizada por uma distribuição mais uniforme da segregação microscópica que existe entre as ramificações celulares ou dendríticas, favorecendo o comportamento mecânico, já que nesse caso eventuais fases de reforço contidas nas regiões intercelulares ou interdendríticas são distribuídas mais uniformemente ao longo da
microestrutura constituindo bloqueio mais efetivo ao movimento de discordâncias. Portanto, a correta especificação dos parâmetros térmicos que controlam esses espaçamentos durante a solidificação é extremamente importante.
A termodinâmica do processo impõe uma rejeição de soluto ou de solvente que dependerá da posição relativa da liga em seu respectivo diagrama de fases, e que terá como consequência um movimento de espécies associado à transferência de calor que acompanha a transformação líquido/sólido. Essa redistribuição de soluto ocorre a partir de uma fronteira de solidificação, que pode ser considerada macroscopicamente plana quando se tratar de ligas diluídas ou de um material com pequeno grau de impurezas, ou constituída por uma região confinada entre as isotermas solidus e liquidus quando se trata da solidificação de ligas mais concentradas. Em ambos os casos, a forma através da qual o soluto e/ou impurezas são distribuídos é fundamental para as propriedades finais da estrutura bruta de solidificação (Garcia, 2007).
A variação de composição química que ocorre dentro dos limites dos contornos de grão, ou seja, entre ramificações celulares ou dendríticas, é conhecida como microsegregação. Entre os fatores que mais contribuem para a dificuldade de quantificação da microsegregação, podem-se citar: o modo de solidificação colunar ou equiaxial, a complexidade da morfologia das ramificações dendríticas, o efeito de diferentes solutos, o engrossamento e refusão de ramos dendríticos, o movimento de soluto no líquido e de retorno no sólido e a dependência do coeficiente de difusão com a concentração e a temperatura. Para avaliar o perfil de concentração de soluto após a solidificação e, consequentemente, permitir a determinação do índice de microsegregação, é feita uma varredura com uso de micro-sonda entre dois braços dendríticos primários adjacentes, passando por toda a região interdendrítica, ou através de um braço secundário para uma avaliação mais localizada (Garcia, 2007).
A evolução do perfil de soluto durante a solidificação na interface sólido/líquido é comumente abordada por modelos existentes na literatura como, por exemplo, a equação de Scheil. A literatura mostra que esses modelos de não equilíbrio conseguem fazer uma previsão bastante razoável do perfil de soluto para taxas moderadas de resfriamento.
Peças formadas com estruturas completamente dendríticas são caracterizadas principalmente por espaçamentos interdendríticos primários e secundários que, juntamente com produtos segregados, porosidade e contornos de grão, conforme representação esquemática da Figura 2.8, caracteriza um arranjo estrutural que será responsável pelas características mecânicas resultantes.
Figura 2.8 - Representação esquemática de microestrutura de fundidos. (Garcia, 2007)
São bem escassos e insuficientes os trabalhos na literatura que correlacionam parâmetros microestruturais com parâmetros térmicos de solidificação para ligas ternárias, como a estudada neste trabalho. Um modo eficaz de estudar o crescimento de células e dendritas em peças fundidas é por meio da análise de estruturas brutas obtidas a partir de sistemas de solidificação unidirecional.
Alguns estudos realizados estabeleceram relações entre os parâmetros microestruturais e parâmetros térmicos de solidificação, nas ligas binárias, da forma generalizada a seguir:
(λcλ1λ2) = C{GL, VL, Ṫ}−a (2.2)
onde, C é uma constante que depende da composição química da liga e “a” é um expoente determinado experimentalmente e que vem sendo utilizado na literatura para diversas ligas e para a solidificação em regime permanente e transitório (Horwath e Mondolfo, 1962; Coulthard e Elliott, 1967; Spitle e Lloyd, 1979; McCartney e Hunt, 1981; Billia et al., 1981; Tunca e Smith, 1988; Kirkaldy, Liu e Kroupa, 1995; Ding et al., 1996; Bouchard-Kirkaldy, 1997; Rios e Caram, 1997; Lapin et al., 1997; Lee et al., 1998; Chen e Kattamis, 1998; Li et al., 1998; Li e Beckermann, 1999, Lima e Goldenstein, 2000; O’Dell, Ding
e Tewari, 1999; Li, Mori e Iwasaki, 1999; Rocha et al., 2003; Feng et al., 1999; Çardili e Gündüz, 2000; Gündüz e Çardili, 2002; Drevet et al., 2000; Quaresma et al., 2000; Hengzhi et al., 2001; Osório e Garcia, 2002), λC, λ1 e λ2, são respectivamente, os espaçamentos celulares e dendríticos primários e
secundários, GL é o gradiente de temperatura frente à isoterma liquidus, VL é a velocidade de
deslocamento da isoterma liquidus e Ṫ é a taxa de resfriamento.
2.2. Ligas binárias
2.2.1. Correlações teóricas e experimentais entre crescimento dendrítico primário e parâmetros térmicos de solidificação em regime transitório de extração de calor
A literatura apresenta uma série de modelos de crescimento celular e dendrítico, cuja maioria foi desenvolvida para condições de solidificação de ligas binárias em regime permanente. Destaca-se na sequência alguns dos modelos mais representativos para crescimento de ramificações celulares e dendríticas primárias. Dentre esses modelos teóricos, de acordo com Spinelli et al, (2011), apenas os de Hunt-Lu e de Bouchard-Kirkaldy são aplicáveis a condições de solidificação transitória.
Modelo de Hunt (H) – Hunt (1979) desenvolveu o primeiro modelo para previsão teórica de
espaçamentos celulares e dendríticos primários, que descreve a variação complexa da temperatura na ponta da dendrita com a velocidade da isoterma liquidus (VL) e o gradiente térmico (GL). Este modelo,
mostrado na Equação (2.3), leva em consideração a solidificação em regime de extração de calor estacionário e também que as dendritas crescem com a morfologia regular lisa no formato de uma elipse, sendo que estas considerações já haviam sido observadas por Burden e Hunt (1974) em trabalhos anteriores. O modelo relaciona os espaçamentos celulares (λc) e dendríticos primários (λ1) com
parâmetros térmicos da solidificação:
λ1>𝑐 = 2,83[Γ𝑚𝐿𝐶𝑜 (1 − 𝐾0)𝐷]1/4 𝐺
onde mL é a inclinação da linha liquidus, Γ é o coeficiente de Gibbs – Thomson, Ko é o coeficiente de
redistribuição de soluto, Co é a concentração de soluto da liga binária e D é a difusividade do soluto no
liquido.
Contradizendo trabalhos experimentais anteriores, este modelo demonstrou que os espaçamentos celulares/dendríticos não são afetados em uma mesma proporção em relação a GL e VL, mas que ao
contrário, λ1 é mais afetado pelas mudanças no gradiente (GL) do que na velocidade (VL).
Este modelo foi comprovadamente experimentado em regime permanente de solidificação, por Lapin et al. (1997), Çardili e Gunduz (2000), Gunduz e Çardili (2002) e também avaliado frente a condições transitórias de solidificação, por Rocha (2003), Spinelli (2005), Boeira (2006), Rosa (2007) e Canté (2009).
Modelo de Kurz – Fisher (KF) – Este modelo, desenvolvido por Kurz e Fisher (1981), quantifica
os espaçamentos celulares e dendríticos primários em função de parâmetros térmicos de solidificação, assumindo que as dendritas crescem com uma morfologia semelhante à de uma elipse, onde os espaçamentos celulares e dendríticos primários são correlacionados com parâmetros térmicos de solidificação, através de mesmos expoentes para GL e VL:
λ1>𝑐= 4,3 [
𝛤𝛥𝑇 𝐷 𝐾𝑂
]1/4 𝐺𝐿−1/2 𝑉𝐿−1/4 (2.4)
Para um determinado sistema binário, segundo Ma et al. (2000), o intervalo de solidificação (ΔT), para uma liga de composição Co, pode ser obtido por:
𝛥𝑇 = 𝑚𝐿 𝐶 𝑜 ((𝐾𝑜− 1)
𝐾𝑜 (2.5)
Este modelo foi comparado por meio de dados experimentais, em condições de solidificação em regime estacionário, para várias ligas, entre elas: Pb – Sn (Çardili e Gunduz, 2000) e Al – Cu (Gunduz e Çardili, 2002).
Modelo de Trivedi (T) – Este modelo, representado pela Equação 2.6, foi desenvolvido por
Trivedi (1984), sendo baseado no modelo de Hunt, e modificado por uma constante L, que depende das perturbações harmônicas do sistema. O valor considerado pelo autor para cristais cúbicos é 28.
Modelo de Hunt – Lu (HL) – Hunt e Lu propuseram um modelo numérico teórico para o
crescimento celular e dendrítico aplicável, segundo os autores, a condições estacionárias e transitórias de fluxo de calor (Hunt 1996). Considerações de natureza física e matemática mais próximas da realidade são incluídas no modelo, a transferência de calor é considerada um campo de temperatura linear móvel, a energia de superfície na interface sólido/líquido é incluída no sistema e os autores resolvem o problema de transporte de soluto no líquido utilizando um método de diferenças finitas dependente do tempo, sendo que a difusão de soluto no sólido é desprezada. Hunt-Lu avaliaram os limites inferior e superior do espaçamento dentro do qual uma matriz pode ser estável e propuseram que o limite superior deveria ser duas vezes o limite inferior. De acordo com esse modelo proposto, as seguintes equações são utilizadas no cálculo do limite inferior de espaçamentos dendríticos primários (λ1):
sendo:
Γ: coeficiente de Gibbs-Thomson,
k0: coeficiente de redistribuição de soluto,
D: difusividade do soluto no líquido,
∆T: diferença entre as temperaturas de equilíbrio Líquidus e Solidus.
Modelo de Bouchard – Kirkaldy (BK) – Este modelo semi-empírico, proposto por Bouchard e
Kirkaldy (1997), faz uma correlação dos espaçamentos celulares e dendríticos com parâmetros térmicos da solidificação em regime transitório, utilizando como base, parâmetros de modelos teóricos já desenvolvidos que consideram condições estacionárias de fluxo de calor. Para ambas as morfologias são representadas pela Equação (2.9). Este modelo teve comprovação experimental para espaçamentos dendríticos primários para ligas Al-Cu (Rocha, 2003), Al-Cu (Quaresma et al, 2000) e Al-Si (Peres,
( 0.75) 0.75 (0.6028) 1 0.07798 ( ´ ´) ´ a V V G G (2.7) onde: 2 10 10 1.131 0.1555log ( ´) 0.007589[log ( ´)] a G G ´ 1 1 0 T , ´ T2 0 L G G , 0 ´ T L V V D (2.8)
2004). Sua aplicabilidade foi também avaliada por Spinelli et al, (2011) para ligas binárias à base de Sn, Pb além de ligas Al-Fe, Al-Ni, Al-Sn, Al-Si e Al-Cu.
ʎ1,𝐶 = 𝑎1[
16𝐶𝑜1/2𝐺𝑜Ɛ𝛤𝐷 (1 − 𝐾𝑜)𝑚𝐿𝐺𝐿𝑉𝐿)
]1/2 ( 2.9)
onde, a1 é o fator de calibração utilizado para correção deste modelo e GoƐ é um parâmetro característico
≅ 600 x 6 Kcm-1, valor este definido a partir de uma análise de solidificação de compostos orgânicos
(Bouchard e Kirkaldy, 1997).
Nos últimos anos, diversos experimentos foram desenvolvidos gerando leis experimentais para previsão dos espaçamentos dendríticos primários em ligas binárias hipoeutéticas à base de Al, entre eles, Rocha (2003), Peres (2005), Cruz (2008), Canté (2009), Goulart (2010) e também Brito (2016) relativo a crescimento celular e dendrítico. A seguir, a Tabela 2.1, apresenta os resultados experimentais desenvolvidos por estes autores:
Tabela 2.1. Leis experimentais para previsão dos espaçamentos dendríticos primários para ligas binárias de alumínio. Adaptado de Moutinho (2012)
Autor Liga estudada Equação
[Rocha, 2003] Al – 5,0% Cu Al – 8,0% Cu Al – 15,0% Cu λ1 = 250 (Ṫ)-0,55 [Peres, 2005] Al – 3,0%Si Al – 5,0%Si Al – 7,0%Si Al – 9,0%Si λ1 = 220 (Ṫ)-0,55 [Cruz, 2008] Al – 20,0%Sn Al – 30,0%Sn Al – 40,0%Sn λ1 = 70 (Ṫ)-0,55 [Canté, 2009] Al – 1,0%Ni Al – 2,5%Ni Al – 3,0%Ni Al – 4,7%Ni Al – 5,0%Ni λ1 = 100 (Ṫ)-0,55(p/ 2,5 Ni) λ1 = 200 (Ṫ)-0,55(p/ as demais) [Goulart, 2010] Al – 0,5%Fe Al – 1,0%Fe Al – 1,5%Fe λ1 = 95 (Ṫ)-0,55 [Brito, 2016] Al-3%Mg Al-6,5%Mg λ1 = 126 (Ṫ)-0,55 λ1 = 126 (Ṫ)-0,55
apresentam-se em forma de potência onde o valor do expoente “a” é único e igual a - 0,55, porém o valor de C varia conforme a composição química da liga. É conveniente neste momento dar um destaque maior para as ligas do sistema binário Al-Sn, uma vez que estas representam a base do presente trabalho. Observa-se na Tabela 2.1 que, independentemente do aumento do teor de Sn da liga Al-Sn, não houve variação da equação que correlaciona o espaçamento dendrítico primário com a taxa de resfriamento, sendo que, conforme pode ser observado na Figura 2.9, a seguir, Cruz (2008) mostrou que nenhum modelo teórico se ajustou aos pontos experimentais. Seria necessário um ajuste no fator de calibração a1
do modelo de Bouchard-Kirkaldy de 250 para 14, o que é muito ruim, para que esse modelo pudesse representar adequadamente a evolução deλ1 com Ṫ.
100 101 100 101 102 103 104 Al-20%Sn
.
Pontos Experimentais Bouchard-Kirkaldy [a1=250] Bouchard-Kirkaldy [a1=14] Hunt-Lu [max] Hunt-Lu [min] Taxa de Resfriamento (†L) [K.s-1] (a) E spa çamento D en drí ti co P ri m ári o ( ) [ m ] 100 101 100 101 102 103 104.
Al-30%Sn Taxa de Resfriamento (†L)[K.s-1] (b) Pontos Experimentais Bouchard-Kirkaldy [a1=250] Bouchard-Kirkaldy [a1=14] Hunt-Lu [max] Hunt-Lu [min] E spa çamento D en drí ti co P ri m ári o ( 1 ) [ m ]100 101 100 101 102 103 104 Al- 40%Sn
.
Taxa de Resfriamento (†L) [K.s-1] (c) Pontos Experimentais Bouchard-Kirkaldy [a1=250] Bouchard-Kirkaldy [a1=14] Hunt-Lu [max] Hunt-Lu [min] E spa çamento D en drí ti co P ri m ári o ( ) [ m ]Figura 2.9 – Correlação entre espaçamento dendrítico primárioe a taxa de resfriamento: (a) liga
Al-20%Sn, (b) liga Al – 30%Sn, (c) liga Al – 40%Sn. (Cruz, 2008).
2.2.2. Modelos teóricos de crescimento dendrítico secundário
Os espaçamentos dendríticos secundários também são fortemente influenciados pelas condições térmicas, e diminuem com o aumento da taxa de resfriamento, aumentam com o aumento do tempo local de solidificação (tSL: definido como a diferença entre os tempos de passagem das isoterma liquidus e
solidus por uma determinada posição) e diminuem com o aumento do teor de soluto para ligas
hipoeutéticas. Existem na literatura diversos trabalhos experimentais que relacionam os espaçamentos dendríticos secundários com a velocidade de deslocamento da isoterma liquidus (VL), com a taxa de
resfriamento (T ̇) e também com o tempo local de solidificação (tSL) (Rocha, 2003; Peres, 2005, Rosa,
2007; Canté, 2009; Goulart, 2010; Moutinho, 2012).
Ao contrário dos espaçamentos primários, os modelos teóricos desenvolvidos para solidificação em regime permanente de ligas binárias, mostraram-se em geral também aplicáveis ao crescimento das ramificações dendríticas secundárias.
A forma mais comumente utilizada por esses modelos, bem como por equações experimentais de crescimento, relaciona o espaçamento dendrítico secundário (λ2) com o tempo local de solidificação
(tSL). Entretanto, Bouchard-Kirkaldy (1997) propõe uma abordagem teórica que apresenta como variável
única a velocidade VL de crescimento da ponta da dendrita, conforme demonstrada na Equação (2.10):
𝜆2 = 2𝜋𝑎2[ 4𝜎𝑠1 𝐶𝑜(1 − 𝐾𝑜)2𝐿𝑣 (𝐷𝐿 𝑉𝐿 )2]1/3 (2.10)
onde LV é o calor latente na base volumétrica e a2 é um fator de calibração que corrige as incertezas
devido as simplificações da difusividade térmica e do engrossamento das ramificações secundárias, e que pode variar de 1 até 11 segundo os autores.
2.2.3. Correlação da microestrutura de solidificação e propriedades mecânicas.
A relação mais conhecida da literatura entre um parâmetro da microestrutura de solidificação e propriedades mecânicas das ligas binárias é a clássica equação de Hall-Petch que relaciona o limite de escoamento com o diâmetro do grão. Mais recentemente houve uma tendência de se buscar relações que fossem ancoradas em parâmetros internos ao contorno de grão, surgindo então trabalhos experimentais associando limites de escoamento e de resistência à tração, bem como alongamento específico a espaçamentos celulares ou dendríticos (Garcia, 2007). Alguns pesquisadores, em trabalhos experimentais, com ligas do sistema Al-Cu e Al-Sn, estabeleceram equações que relacionam espaçamento dendrítico com propriedades mecânicas, entre os quais, pode-se citar o de Quaresma (2000), com ligas Al-4,5%Cu e Al-15%Cu, que correlaciona espaçamento dendrítico com propriedades mecânicas através de:
𝜎𝑚𝑎𝑥 = 46 + 795(1 𝜆2) 1 2 (2.11) 𝛿 = 0,03437 + 0,17928(1 𝜆2 )12 (2.12 )
onde, σmáx é o limite de resistência a tração [MPa], λ2 é o espaçamento dendrítico secundário [μm] e δ é
o alongamento específico. Por meio de análise experimental, relacionaram-se parâmetros térmicos tais como, taxa de resfriamento e velocidade de interface sólido/líquido com os respectivos parâmetros
estruturais representados pelos espaçamentos dendríticos secundários. Na sequência esses espaçamentos foram correlacionados com propriedades mecânicas em condições de tração. A determinação dos espaçamentos dendríticos secundários (λ2; EDS) ficou vinculado a cada posição monitorada no metal, a
partir da interface metal/molde, e corpos de prova de tração foram retirados ao longo do comprimento de lingotes solidificados direcionalmente, devidamente vinculados a determinados valores médios de EDS. Nas Figuras 2.10a e 2.10b, pode-se observar uma correlação entre os resultados experimentais do
limite de resistência a tração (LRT) e alongamento específico (δ) com os correspondentes valores médios de EDS, respectivamente.
Figura 2.10a – Relação do limite de resistência à tração (LRT) com o espaçamento dendrítico secundário (EDS). (Quaresma, 2000)
Figura 2.10b – Relação entre o EDS e o alongamento especifico. (Quaresma, 2000)
Esse estudo demonstrou a influência dos espaçamentos dendríticos secundários na resistência mecânica de ligas do sistema binário Al-Cu, constatando que quanto mais refinada a microestrutura, com espaçamentos dendríticos menores, maiores os valores do limite de resistência à tração e limite de escoamento. Segundo este autor, estas análises fornecem caminhos de programação de propriedades mecânicas em função das características estabelecidas durante o processo de solidificação, ou seja, quais parâmetros de solidificação podem ser alterados para que um determinado nível de resistência mecânica seja alcançado.
Cruz (2008), em estudos com as ligas do sistema binário Al-Sn, (Al–20%, 30% e 40%Sn) submetidas à solidificação unidirecional vertical ascendente, sob condições transitórias de fluxo de calor, avaliou a influência dos parâmetros microestruturais na resistência ao desgaste e nas propriedades mecânicas de tração das mesmas. Enfatiza no trabalho, o intenso uso de tais ligas em aplicações de engenharia, tais como mancais e camisas de cilindro de motores de combustão, lembrando que na indústria, o desgaste causa um grande prejuízo na linha de produção, uma vez que pode provocar parada ou quebras de máquinas, interferindo na cadeia produtiva da manufatura e que apesar do grande uso destas ligas como material tribológico existem poucos estudos sobre o desenvolvimento microestrutural das mesmas na literatura. Com relação à caracterização da microestrutura de solidificação, os resultados
revelaram que há um aumento nas dimensões da rede dendrítica primária à medida que há um afastamento da posição na qual se apresenta a fonte extratora de calor, evidenciando a influência dos parâmetros térmicos, com o aumento de λ1 à medida que ocorre a redução na taxa de resfriamento. A
estrutura dendrítica refinada tende a melhorar as propriedades de tração. Nas Figuras 2.11, 2.12 e 2.13 são apresentados graficamente os resultados do ensaio de tração obtidos no seu estudo, com o objetivo de avaliar como se apresenta a relação entre parâmetros da microestrutura de solidificação das ligas Al-Sn e sua resistência mecânica e ductilidade, quantificadas pelo limite de resistência a tração (σmáx), limite
de escoamento (σe ) e alongamento especifico (δ ).
0,10 0,12 0,14 0,16 0,18 0,20 0,22 0,24 30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 85 90 Experimental - Al-15% Sn Experimental - Al-20% Sn Experimental - Al-30% Sn 1/10,5 Limi te de Res istênc ia á Traç ão ( u ) [ MP a]
Lei única - max=17+268.[1-0,5
]
Figura 2.11 – Relação entre limite de resistência à tração e espaçamento dendrítico primário (Cruz, 2008)
0,10 0,12 0,14 0,16 0,18 0,20 0,22 0,24 20 25 30 35 40 45 50 55 60 Experimental - Al-15% Sn Experimental - Al-20% Sn Experimental - Al-30% Sn 1/10,5 L im ite d e Es c o a me n to ( e ) [ MP a ] Lei única - e=29,5+72.[1-0,5]
Figura 2.12 – Relação entre limite de escoamento e espaçamento dendrítico primário (Cruz, 2008) 0,10 0,12 0,14 0,16 0,18 0,20 0,22 0,24 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 Experimental - Al-15% Sn Experimental - Al-20% Sn Experimental - Al-30% Sn 1/10,5 Alo n g a me n to [ ] (%) Lei única - =7+45.[1 -0,5 ]
Figura 2.13 – Relação entre alongamento específico e espaçamento dendrítico primário (Cruz, 2008)
Mostrou-se que λ1 exerceu influência sobre as propriedades mecânicas da liga estudada, ou seja, a
resistência e a ductilidade aumentaram com a redução dos espaçamentos dendríticos primários e que o teor de estanho não influenciou de forma significativa nas propriedades mecânicas, embora com o aumento do teor de estanho, ocorreu até mesmo ligeira redução na resistência a tração e no limite de escoamento, lembrando que para as ligas estudadas a resistência mecânica é relativamente baixa, com limite de resistência à tração variando entre 45 e 80 MPa e o alongamento específico atingindo 15% em
média. Essas propriedades caracterizam um material dúctil, reforçando o papel do Sn como um lubrificante sólido, o que gera uma redução no coeficiente de atrito e aumento da resistência ao desgaste. A microestrutura apresentada pelas ligas hipoeutéticas Al-Sn estudadas, são totalmente dendríticas e a variação dos espaçamentos dendríticos primários, em função da taxa de resfriamento, pode ser representado por leis exponenciais caracterizadas por expoentes experimentais de -0,55.
As correlações entre propriedades mecânicas e espaçamentos dendríticos para as ligas analisadas do sistema Al-Sn são dadas por:
a) Correlação do limite de resistência a tração com espaçamento dendrítico primário: σmáx = 17 + 268 (λ1)-0,5
b) Correlação do alongamento com o espaçamento dendrítico primário: δ = 7 + 45 (λ1)-0,5
Podemos citar também Peres (2004), que analisando ligas do sistema binário Si (3%Si, Al-5%Si, Al-7%Si e Al-9%Si), concluiu que para as ligas com maiores teores de soluto, os espaçamentos dendríticos primários tornam-se cada vez maiores. Foram determinadas correlações entre a taxa de resfriamento (ṪL) e os espaçamentos dendríticos primários (EDP ou λ1) conforme mostra a Figura 2.14,
caracterizado pela expressão λ1 = 220 (ṪL)-055, expoente esse concordante com aqueles obtidos nos
0,1 1 10 100 100 101 102 103 E s pa ç amen to D en dr ít ic o P rim ár io ( 1 ) [ m ] Taxa de Resfriamento TL [ K/s ]
Experimental (Al-3Si) Experimental (Al-5Si) Experimental (Al-7Si) Experimental (Al-9Si)
1 = 220 [ TL ] - 0.55
Figura 2.14 – Espaçamento dendrítico primário médio em função da taxa de resfriamento para ligas do sistema binário Al-Si. (Peres 2004)
Este autor apresenta também comparações entre os resultados do seu trabalho para espaçamento dendrítico primário com as previsões teóricas fornecidas pelos modelos de Hunt-Lu e de Bouchard-Kirkaldy, conforme a Fig. 2.15 e também as comparações entre resultados experimentais dos espaçamentos secundários em função da velocidade de deslocamento da isoterma liquidus com os resultados gerados pelos modelos teóricos de Bouchard-Kirkaldy (1997) para ligas do sistema Al-Si, apresentado na Figura.2.16.
Figura 2.15 – Comparação dos espaçamentos dendríticos primários experimentais e teóricos em função da taxa de resfriamento para as ligas do sistema binário Al-Si, solidificados unidirecionalmente em
regime transitório. (Peres, 2004)
Figura 2.16 – Comparação entre os espaçamentos dendríticos secundários experimentais e teóricos em função da velocidade da isoterma liquidus para ligas do sistema Al-Si. (Peres, 2004)
