7º CONGRESSO BRASILEIRO DE ENGENHARIA DE FABRICAÇÃO 7th BRAZILIAN CONGRESS ON MANUFACTURING ENGINEERING
15 a 19 de abril de 2013 – Penedo, Itatiaia – RJ - Brasil April 15th to 19th, 2013 – Penedo, Itatiaia – RJ – Brazil
EFEITO DO Ti NAS PROPRIEDADES MECÂNICAS E ELÉTRICAS DE UMA LIGA Al-Cu-Fe-Si OBTIDAS POR DOIS PROCESSOS DISTINTOS DE
FABRICAÇÃO
Iramar da Silva Tertuliano, iramar.tertuliano@itec.ufpa.br1 Ana Júlia de Oliveira Tertuliano, ajtertuliano@ufpa.br1 Kazuo de Almeida Kamizono, kazuoak@terra.com.br1
Alberto Luiz Mendes Macapuna, alberto_macapuna@yahoo.com.br1 José Maria do Vale Quaresma, quaresma@fem.unicamp.br1
1Universidade Federal do Pará, Rua Augusto Corrêa, 01, CEP: 66075-110, Belém, Pará, Brasil.
Resumo: O presente trabalho tem como objetivo avaliar a influência que os teores [0,05 e 0,15]%Ti exercem sobre as propriedades mecânicas e elétricas da liga Al-0,05%Cu-[0,24-0,28]%Fe-0,7%Si solidificadas segundo dois princípios. O primeiro trata da solidificação estática no qual é utilizada uma coquilha metálica em formato “U” e o segundo em um molde de extração de calor unidirecional horizontal. Após a fundição, em ambos os processos as ligas passam pelas mesmas etapas, que consistem no: seccionamento dos lingotes para obtenção dos corpos de prova (CP), usinagem e deformação a frio dos mesmos. Inicialmente serão feitas todas as análises relativas aos aspectos termo físicos do processo de solidificação envolvendo velocidade e taxa de resfriamento e em seguida as relativas a correlação da estrutura, LRT e condutividade elétrica.
Palavras-chave: Velocidade de Solidificação, Taxa de Resfriamento, LRT e Condutividade Elétrica.)
1. INTRODUÇÃO
Segundo Garcia et al (2005), a estrutura que se forma imediatamente após a solidificação determina as propriedades do produto final, não somente no caso de peças de fundição que já apresentam essencialmente a forma definitiva, mas também naqueles produtos que serão trabalhados para a produção de chapas, fios ou forjados
Refino de grão é uma técnica importante para melhorar a resistência mecânica, ductilidade, e outras propriedades desejadas de ligas fundidas alumínio-silício (Al-Si) (Greer, 2003; Kori, 2000). Isto é de extrema importância para fundição em moldes de baixa taxa de resfriamento. A volumosa literatura sobre refinamento de grão oferece uma variedade de explicações sobre os mecanismos de refinamento de grão em ligas de alumínio (Grobner, 2004). Sabe-se ainda que as propriedades mecânicas de ligas de alumínio podem ser melhoradas a partir da adição de refinadores de grão, geralmente ligas mãe contendo potentes partículas nucleantes, que promovem a formação de uma macroestrutura fina equiaxial, visto que grãos fundidos colunares ou grandes têm pobres fusibilidade e propriedades mecânicas, em comparação com grãos finos equiaxiais (McCARTNEY, 1989; EASTON e StJOHN, 1999).
O método mais amplamente utilizado de refinamento de grão em ligas de Al é a inoculação do fundido com partículas Al3Ti como núcleos heterogêneos, fornecidos pela adição de ligas-mãe Al-Ti antes do processo de fundição.
(LOONG e HEATHCOCK, 2001).
Conhecendo-se a importância das ligas de alumínio para indústria elétrica e sabendo-se que suas propriedades mecânicas e elétricas podem ser melhoradas por meio do refino de grão, neste trabalho serão apresentados estudos, em ligas de alumínio, que visam à melhoria de suas propriedades, através da inserção dos teores [0,05 e 15]%Ti na liga Al- 0,05%Cu-[0,24-0,28]%Fe-0,7%Si produzidas por dois métodos distintos de fabricação, um com “Solidificação Quase Estática” e outro com “Solidificação Dinâmica”.
2. MATERIAIS E MÉTODOS
A fusão dos metais realizada em um forno tipo MUFLA da marca BRASIMET, cuja temperatura de trabalho ajustada em 790°C, temperatura esta que garante a fusão completa dos metais. Após a constatação da fusão total do metal, o cadinho é retirado do forno e executa se a homogeneização do metal fundido, através de agitação manual vigorosa, utilizando-se uma espátula de aço.
2.1. Dimensionamento da Câmara de Vazamento do Dispositivo de Solidificação Unidirecional Horizontal.
Suas dimensões foram baseadas em trabalho de Quaresma et al (1999). Para sua montagem, utilizou-se um molde de geometria regular com dimensões 60 x 60 x 110 mm, Fig. (1), onde uma das paredes é constituída por um molde de aço SAE 1010, material condutor que funciona como fonte de absorção da carga térmica liberada pelo metal líquido.
Possui um furo, posicionado à 3 mm da interface metal/molde e uma profundidade de 30 mm a partir do topo da parede superior do molde, que serve para posicionar o termopar do molde.
Outros termopares são posicionados no intervalo de 7,5 mm até 45 mm, a partir da interface metal/molde. As outras paredes são compostas de um material isolante de ~ 20 mm espessura, cerâmico à base de sílica, e a tampa superior possui um orifício cônico na posição oposta à parede metálica.
Figura 1. Fotos ilustrando a câmara de vazamento (a) e (b); e em (c) o momento do vazamento.
2.2. Dimensionamento do Molde de solidificação em “U”
O dispositivo utilizado para a solidificação é feito pelo processo de molde permanente, consistindo em duas partes que são convenientemente alinhadas e fechadas, de modo a obter cavidade na forma cilíndrica, com as paredes constituídas em aço, tendo perfil em “U”. As principais medidas da coquilha em forma de “U” estão na Fig. (2.a) e a Fig. (2.b) mostram o molde bipartido com pintura interna de solução de caulim que tem função de ajudar no momento do desmolde e inibir a relação direta do metal/molde, proporcionando uma solidificação onde espera se observar a ação dos elementos químicos, a Fig. (2.c) ilustra a realização do vazamento do metal líquido na lingoteira em “U”.
Figura 2. (a) principais medidas da coquilha em “U”; (b) dispositivo de solidificação bipartido pintado com solução de caulim e (c) vazamento em molde “U”.
O metal líquido é vazado no molde de forma convencional, que está a uma temperatura de 300ºC, e o preenchimento da cavidade se dá pela ação da gravidade. Depois que a peça solidifica, o molde é aberto e a peça é retirada manualmente.
Após a obtenção dos corpos de prova “pernas do U” usinados, inicia se a etapa de deformação plástica necessária para o estudo experimental pertinente neste trabalho. A caracterização elétrica e mecânica será realizada em corpos de prova deformados por laminação a frio, em um laminador elétrico duo reversível mostrado na Fig. (3) e em detalhe o cilindro de laminação com as diferentes secções circulares, com diâmetros de (4,0; 3,8; 3,0; 2,7) mm, desta forma os fios obtidos com as ligas foram posteriormente submetidos a ensaios de tração e condutividade elétrica.
(a) (b) (c)
2.3. Caracterização Elétrica das Ligas
Nesta etapa, os corpos de provas são submetidos a ensaios com objetivo de se avaliar a resistência elétrica dos mesmos, com o auxílio de um multiohmímetro (ponte de kelvin) MEGABRÁS modelo MPK-2000.
2.4. Caracterização Mecânica das Ligas
O material ao ser submetido à mudança de forma, seja por usinagem seja por deformação plástica a frio, foi submetido a avaliações prévias macroscópicas a olho nu, na qual se verificava a integridade superficial do perfil que estava sendo constituído passo a passo. Da laminação do corpo de prova adquiriu-se o diâmetros de 4 mm, 3,8 mm, 3 mm e 2,7 mm.
A caracterização dos perfis obtidos, já na forma de fios com os diâmetros desejados e após a etapa de caracterização elétrica, foi realizada através de ensaios de tração, em uma máquina de tração KRATOS modelo IKCL1-USB, a seguir e acoplada a um micro computador com sistema de aquisição de dados, segundo a norma para cabos elétricos NBR 6810. Os ensaios de tração, para a geração de dados permitem caracterizar os perfis mecanicamente segundo o Limite de Resistência a Tração (LRT).
3. RESULTADOS E DISCUSSÕES
O presente estudo visa comparar os resultados as ligas sem a presença do Ti e com 0,05% e 0,15% de Ti para dois processos distintos de confecção das ligas. Tais comparações são referentes a propriedades térmicas, mecânicas e elétricas. Os dois processos serão denominados: Processo I, que consiste no processo de “solidificação dinâmica”, onde a liga foi vazada em um molde de extração de calor unidirecional horizontal; Processo II, que consiste em uma
“Solidificação quase estática”, pois foi vazada em uma coquilha em “U” aquecida a 300 °C.
3.1. Processo I
3.1.1 Caracterização Térmica
A Fig. (7.a) apresenta a curva de resfriamento para a liga Al-0,05%Cu-0,3%Fe-0,7%Si mostrando como é obtida a temperatura líquidus para as ligas. As temperaturas líquidus para as ligas foram 654,2ºC, 658ºC e 657,4ºC, para as ligas sem a presença de titânio, com 0,05% e com 0,15% respectivamente.
Com estes dados são plotados os gráficos de posição x tempo que por sua vez possibilitam obter as equações experimentais para a velocidade de deslocamento da isoterma líquidus. Podemos ainda inferir que, como no diagrama de fases da Liga Al-Ti a temperatura líquidus para estas ligas giram no entorno de 665°c, o sistema Al-Si aparentemente é que esta impondo a liga às temperaturas líquidus, para os dois teores, considerando que o diagrama de fases, para o sistema Al-Si a temperatura liquidus é menor que 660,37°C. Os tempos relacionados na tabela abaixo são referentes a passagem da ponta das dendritas em cada termopar.
Figura 4. Curvas de Resfriamento na Posição 45mm para a liga Al-EC-0,7%Si, Al-EC-0,7%Si-0,05%Ti e Al-EC- 0,7%Si-0,15%Ti (a) e Evolução dos perfis da passagem da Isoterma Liquidus pelos termopares posicionados
estrategicamente na Câmara de Vazamento para as mesmas ligas (b)
0 5 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 60 65 5
10 15 20 25 30 35 40 45 50
Pos. Termopar [P(mm)]
Tempo [T(s)]
P0,7% Si= 8,8 [t] 0,52 P0,05% Ti= 1,98[ t 0,8 ]. P0,15% Ti= 1,50X[t0,8].
0 50 100 150 200 250 300 (b)
0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 550 600 650 700 750
T= 373,90C;
X= 267,3 s.
LIGA Al-0,05%Cu-0,28%Fe-0,7%Si
T= 654,20C;
X= 23,4s
Termopar na Interface M/M;
Termopar em P= 45mm.
Temperatura (°C)
Tempo (s)
(a)
Tabela 1. Valores obtidos para os pares [P x t] para a construção das equações experimentais P=f[t] para as Ligas Al-EC-0,7%Si-0,05%Ti; Al-EC-0,7%Si-0,15%Ti.
Na Fig. (4.b) encontram-se representadas as funções [P= f(t)] para as ligas Al-EC-0,7%Si, Al-EC-0,7%Si-0,05%Ti e Al-EC-0,7%Si-0,15%Ti. Na Fig. (5) encontram-se representadas as equações experimentais obtidas a partir das funções [P= f(t)]. As velocidades experimentais de deslocamento da isoterma líquidus [VL= f(t)] são determinadas através das derivadas das funções [P= f(t)], que após simples manipulação numérica é possível obter-se [VL= f(P)].
Para as Ligas em estudo, as Taxas de resfriamento foram obtidas através da relação analítica, dada pela Eq. (1) (QUARESMA, 1999; GARCIA, 2001), na qual a velocidade de solidificação e a taxa de resfriamento são relacionadas analiticamente.
Tx C . V
L 2(1) Na qual, Tx, é Taxa de resfriamento; C é uma constante que envolve valores de parâmetros térmicos do material e VL, a Velocidade de Solidificação.
Deste confronto podemos inferir que as ligas com 0,05%Ti e 0,15%Ti iniciam o processo de solidificação com velocidades [VL] e Taxa de Resfriamento [Tx] bem próximas, possivelmente, consequência de suas maiores afinidades entre o metal e o molde.
A forma e o arranjo das macroestruturas apresentadas para as ligas podem estar associadas aos valores das velocidades de solidificação obtidas, vista na Fig. (5). Estes valores indicam afinidade metal/molde maior para as ligas com a presença de Ti em virtude da menor velocidade de solidificação, provável consequência do maior “Gap” de ar;
consequência da formação de camada inicial solidificada mais espessa que se contrai severamente e resiste à pressão metalostática do metal líquido remanescente sujeito a convecção térmica. Muito diferente da estrutura apresentada pela liga sem Ti (apenas com Si), que se apresenta na forma colunar, melhor orientada e delgada.
Tais estruturas mostram que o efeito elemento de liga atuou de forma mais dominante do que o efeito do resfriamento rápido, pois como pode ser visto na figura, a liga com 0,05% Ti apresentou maior taxa de resfriamento em relação à liga com 0,15%Ti, entretanto a liga com 0,15% apresentou estrutura mais refinada, mostrando que o fato de se
Posição (mm) 7,5 15,0 22,5 30,0 37,5 45,0
0,7%Si -0,05%Ti - Tempo (s) 0,7 4,4 9,3 13 17,7 23,4
0,7%Si -0,15%Ti - Tempo (s) 9,5 17,5 22 26 31 35
0,7%Si - Tempo (s) 18 23 37 44 54 59
Figura 5. Macroestrutura para as três ligas em estudo, bem como a comparação das equações de velocidade (a) e taxa (b) de solidificação.
5 10 15 20 25 30 35 40 45 50 -1,5
-1,0 -0,5 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0
0,81mm/s 1,14mm/s 3,26mm/s
Perfis de Velocidades para as Ligas estudadas
V[0,7% Si]= 9,47x[P]-0,53; V[0,05% Ti]= 1,92x[P]-0,26; V[0,15% Ti]= 1,37x[P]-0,26.
Vel. Posição [ V P (mm/s) ]
Posição Termopar [P (mm) ]
(a)
0 5 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 60 65-5 0 5 10 15 20 25 30 35 40 45 50
Tx[0,70% Si]= 383,13x[P-1,06];
Tx[0,05% Ti]= 16,30x[P-0,52];
Tx[0,15% Ti]= 8,30x[P-0,52];
Taxa Resfr. [ Tx (K/s) ]
Posição Termopar [ P (mm) ] (a)
(b)
ter uma quantidade maior de soluto contribui de forma mais significativa com a estrutura do que o próprio processo de solidificação dinâmica.
3.1.2 Caracterização Mecânica e Elétrica.
Os dados da Tab. (2) permitem construir os gráficos contidos na Fig. (6), que compara os perfis de comportamento dos valores dos LRT’s, obtidos das amostras coletadas nas posições [E; F; G e H] relativas à interface M/M, para as Ligas Al-EC–0,7%Si; Al-EC-0,7%Si-0,05%Ti e Al-EC-0,7%Si-0,15%Ti, sem deformação.
Tabela 2. LRT para CP’s sem Deformação Plástica
Com estes resultados percebemos que a presença do titânio contribuiu de forma significativa nos valores de LRT para os corpos de prova com estrutura como fundida, em que tais resultados devem ser provavelmente como consequência da ação refinadora do Ti, como mostra a Fig. (7). É provável que a presença marcante de grandes vazios e das inclusões (setas brancas) tenham contribuído para diminuir os LRT da liga com 0,15%Ti em relação à liga com 0,05%Ti. Contudo, em relação à liga sem Ti, notamos que a presença de Ti aumentou sua resistência em cerca de 30 e 40 % aproximadamente paras os teores de 0,05 e 0,15% Ti respectivamente.
Na Tab. (3) são mostrados os valores de condutividade elétrica e LRT para as ligas em estudo, onde os diâmetros dos corpos de prova são de 3 mm e as análises são feitas em relação à interface Metal/Molde (M/M).
Tabela 3. Valores de (%IACS) e LRT’s obtidos para as ligas 0,7%Si; 0,7%Si-0,05%Ti e 0,7%Si-0,15%
Dist. da Interface M/M (mm)
Condutividade Elétrica (%IACS) LRT - Ø (3 mm)
0,7%Si 0,7%Si-0,05%Ti. 0,7%Si-0,15%Ti 0,7%Si 0,7%Si-0,05%Ti. 0,7%Si-0,15%Ti
7,5 59,65 57,07 52,63 203,11 200,82 225,45
Ø (10 mm) Posição E [7,5mm]
Posição F [22,5 mm]
Posição G [37,5mm]
Posição H [52,5 mm]
LRT
Al-EC-0,7%Si 86,81 84,47 82,28 80,44
Al-EC-0,7%Si-0,05%Ti 132,22 114,76 119,75 112,07
Al-EC-0,7%Si-0,15%Ti 119,95 107,40 106,26 98,89
Figura 6. LRT obtidos das amostras coletadas nas posições [E; F; G e H] relativas a interface M/M, para as Ligas Al-EC-0,7%Si e Al-EC-0,7%Si-[0,05 e 0,15]%Ti, sem deformação.
0 5 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 60 30
40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140
Diâmetro f= 10,0mm
Pontos Experimentais (0,07% Si) 0,70% Si= 94.09 x P-0.037; Pontos Experimentais (0,05% Ti) 0,05% Ti= 147,04 x P-0.067; Pontos Experimentais (0,15% Ti) 0,15% Ti= 141.4 x P-0.081.
DISTÂNCIA INTERF. M/M [P (mm)]
LRT[s(MPa)]
22,5 59,69 58,85 55,41 187,71 175,43 203,94
37,5 60,89 57,99 54,57 191,04 204,64 224,41
52,5 59,26 57,05 54,57 191,04 216,43 228,22
Com os resultados acima, percebemos que a crescente adição de Ti nas ligas atua de forma desfavorável nas suas propriedades elétricas, em contraste com as propriedades mecânicas após deformação. Também vemos que o teor de 0,15% Ti respondeu melhor ao processo de conformação plástica, pois nos resultados das amostras de material como fundido a liga com teor 0,05% Ti apresentaram valores mais elevados de LRT em relação às outras ligas. Dessa forma, sugerimos que o processo de deformação retirou a presença de vazios, que foram visualizadas na Fig. (6), e proporcionou que o efeito da quantidade de soluto atuasse de forma dominante.
3.2. Processo II
3.1.3 Caracterização Elétrica.
O gráfico e a tabela abaixo apresentam os valores de condutividade elétrica para as ligas em estudo em função dos diferentes diâmetros obtidos nos canais de laminação.
O gráfico de condutividade elétrica, Fig. (8), aponta para a adição do titânio na liga como sendo desfavorável, por apresentarem valores menores de condutividade elétrica à medida que aumenta o teor de Ti. Observa-se, como esperado, a primeira vista, as melhores características elétricas apresentadas pela liga sem Ti podem estar associadas à ausência deste elemento, comportamento comum quando se adiciona mais soluto as ligas, como demonstrado para outros elementos como o cobre e ferro, estudado por (Prazeres, 2007; cobre por Feitosa, 2007; Marques, 2008).
Figura 8. Gráfico de Limite de Resistência a Tração em função do diâmetro e macrografias para as ligas em estudo.
5 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 60
160 170 180 190 200 210 220 230 240
(a)
LRT para os Fios com = 3,00 mm
Al-EC-0,7% Si;
Al-EC-0,7% Si-0,05 % Ti;
Al-EC-0,7% Si-0,15 % Ti.
LRT [ (MPa) ]
DISTA INTERFACE M/M [P (mm) ] 0 10 20 30 40 50 60
48 50 52 54 56 58 60 62 64
STT Perfíl = 3,00 mm
: Liga Al-EC-0,7% Si;
: Liga Al-EC-0,7% Si-0,05% Ti;
: Liga Al-EC-0,7% Si-0,15% Ti.
C. ELÉTRICA [ (%IACS)]
DISTA INTERF. M/M [P (mm)]
(b)
Figura 7. Gráficos com resultados do LRT (a) e Condutividade elétrica (b); após deformação plástica.
3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 4,2
46 48 50 52 54 56 58 60 62 64
COND. ELÉTRICA [(% IACS)]
DIÂMETRO [D (mm)]
Pontos Exp. (0,05% Ti) P ontos Exp. (0,15% Ti) Pontos Exp. (0,7% Si)
3.1.4 Caracterização Mecânica
A figura abaixo mostra os valores de LRT bem como as macrografias das ligas em estudo.
Figura 9. Gráfico de Limite de Resistência a Tração em função do diâmetro e macrografias para as ligas em estudo.
A partir da observação do gráfico de LRT, pode ser observado que as ligas mostraram respostas de resistência mecânica próximas, para diferentes teores de titânio. Apesar da nítida diferença nas macroestruturas dos tamanhos de grãos que são fortemente influenciados pela presença do titânio. Quanto maior o teor de Ti na liga de alumínio, mais refinados mostram-se os grãos, parecendo através dos resultados, não ser favorável ao LRT. Já para as ligas com menor teor de Ti (0,05%), observa-se melhor orientação dos grãos e maiores diâmetros médios. Portanto, o que parece está se sobrepondo na resposta mecânica apresentada pelas ligas é a orientação e distribuição dos grãos e não o teor de titânio como agente endurecedor.
As macroestruturas acimas podem ser explicadas através do diagrama de [IKEDA, 1998], onde percebemos que os compostos Al3Ti são formados apenas para ligas com teores iguais ou acima de 0,15%Ti. Como trata-se de um processo de solidificação “quase estático”, vemos que Al3Ti é o principal causador do processo de refinamento.
Figura 10. Diagrama de fase Al-Ti para ligas diluídas,
IKEDA et al (1998)
3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 4,2
190 200 210 220 230 240 250 260
Pontos Exp. 0,7% Si Pontos Exp. 0,05% Ti Pontos Exp. 0,15% Ti
DISTA INTERFACE M/M [P (mm) ]
LRT [ (MPa) ]
3.3. Comparação entre Processo I e Processo II
A Fig. (11) mostra a comparação entre os processos de fabricação mostrando em qual situação o Ti melhor se enquadraria. Ambos os teores apresentaram o mesmo comportamento, com um ganho de LRT tem-se a perda de
%IACS, onde vemos nesta aplicação que crescente teores de Ti intensificam tal comportamento. Vemos que os ganhos de LRT foram bem maiores para o Processo I. Em termos de condutividade elétrica os dois processos apresentaram perdas bem parecidas para ambos os teores de Ti, sendo que o Processo II apresentou maiores perdas. Analisando os gráficos percebemos que o Processo I o qual é constituído de um processo de solidificação dinâmica é mais adequado para a aplicação de Ti em cabos elétricos, pois após a deformação os corpos de prova apresentaram maiores ganhos de LRT e menores perdas de %IACS.
Figura 11. Ganhos de LRT em função dos teores de Ti para os dois processos (a); e perdas de condutividade elétrica em função dos teores de Ti (b).
4. CONCLUSÕES
Para o Processo I vemos que o fenômeno soluto, tem efeito mais atuante sobre os processos de fabricação que o próprio processo em si, que consiste em solidificação dinâmica, pois na Fig. 5, vemos que a liga com teor de 0,05% Ti apresentou maiores velocidade e taxa de resfriamento, porém apresentou uma estrutura menos refinada, quando comparada à liga com teor de 0,15% Ti, concluindo assim que o refinamento de grão é afetado apenas pelo fator soluto e não pela solidificação dinâmica.
Através das figuras 6 e 7 percebemos que a aplicação de deformação plástica afeta de forma favorável ao trabalho, pois o processo contribui para a retirada dos efeitos da porosidade gerada no processo.
As macroestruturas do Processo 2 mostraram que o processo de refinamento aconteceu apenas para o teor de 0,15%Ti, pois trata-se de um processo de solidificação “Quase Estática”, onde tal fenômeno deve-se provavelmente apenas as partículas de Al3Ti formadas segundo o diagrama de [IKEDA, 1998].
Concluímos que materiais cuja finalidade é a produção de cabos para transmissão e distribuição de energia elétrica se aplicam melhor a processos de fabricação cujas condições de trabalho sejam de solidificação dinâmica, pois apresentam maiores ganhos de LRT e menores perdas de %IACS.
5. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
Quaresma, José Maria do Vale. Correlação entre condições de solidificação, microestrutura e resistência mecânica. Tese (Doutorado) - Unicamp, Campinas,1999.
Garcia, A. Influência das variáveis térmicas de solidificação na formação da macroestrutura e da microestrutura e correlação com propriedades decorrentes: Projeções. v. 23, p. 13-32, jan./dez. 2005.
GARCIA, A. Solidificação: Fundamentos e Aplicações. Campinas, São Paulo: Ed. Unicamp, 2001.
(a) (b)
A.L. Greer, P.S. Cooper, M.W. Meredith, W. Schneider, P. Schumacher, J.A. Spittle, A. Tronche, Adv. Eng. Mater. 5 (2003) 81–91.
S.A. Kori, B.S. Murty, M. Chakraborty, Mater. Sci. Eng. A 283 (2000) 94–104.
Loong, C., HEATHCOCK, C. Grain Refining Foundry Alloys, Thomastown: Comalco Research Center, 2001.
EASTON, Mark; David StJOHN; Grain Refinement of Aluminum Alloys: Part I. The Nucleant and Solute Paradigms-A Review of the Literature; Metallurgical and materials transactions A; v. 30A, june, p. 1999-1615.
MCCARTNEY, D.G. Int. Mater. Rev., v. 34, p. 247-60, 1989.
Grobner, J., Mirkovi´c, D., Schmid-Fetzer, R., “Thermodynamic aspects of grain refinement of Al–Si alloys using Ti and B”, Materials Science and Engineering A 395 (2005) 10–21
Ikeda, T., Miyashita, T., Niwa, M., Ikeda, M., and Komatsu, S.; “Dependence of resistivity of Al-Ti and Al-Zr alloy solid solutions on solute concentration and measurement temperature” ; Journal of Japan Institute of Light Metals, Vol.
48, No 3 (1998), pp. 132-137.
Ti EFFECT IN ELECTRICAL AND MECHANICAL PROPERTIES OF A Al- Cu-Fe-Si ALLOY OBTAINED FOR TWO SEPARATE PROCESSES OF
MANUFACTURE
Iramar da Silva Tertuliano, iramar.tertuliano@itec.ufpa.br1 Ana Júlia de Oliveira Tertuliano, ajtertuliano@ufpa.br1 Kazuo de Almeida Kamizono, kazuoak@terra.com.br1
Alberto Luiz Mendes Macapuna, alberto_macapuna@yahoo.com.br1 José Maria do Vale Quaresma, quaresma@fem.unicamp.br1
1Universidade Federal do Pará, Rua Augusto Corrêa, 01, CEP: 66075-110, Belém, Pará, Brasil.
Resumo: This study aims to evaluate the influence that the levels [0.05 to 0.15]% Ti exert on the mechanical and electrical properties of the alloy Al-0, Cu-05% [0.24 to 0.28]% Fe-0, 7% Si solidified according to two principles. The first deals with the static solidification in which is used a metallic permanent mold shaped "U" and the second in a mold heat extraction unidirectional horizontal. After casting, in both cases the leagues go through the same steps which consist in: sectioning ingots for obtaining specimens (CP), machining and cold deformation thereof. Initially, all analyzes will be made on the physical aspects of the term process involving solidification cooling rate and speed and then those on the correlation structure, LRT and electrical conductivity.
