FORMAÇÃO DO INTERMETÁLICO α-Al15(Fe,Mn)3Si2 EM LIGAS Al-Si-Cu SOLIDIFICADAS EM SUBSTRATO FERROSO
T. Ferreira (1); I. L. de Oliveira (1); A. L. Chinellato (2) tales.ferreira@oi.com.br
(1) Universidade Tecnológica Federal do Paraná; (2) Universidade Estadual de Ponta Grossa
RESUMO
O presente estudo avaliou a distribuição de soluto e a formação primária do intermetálico Al15(Fe,Mn)3Si2 durante a solidificação de uma liga de alumínio multicomponente. Esta fase-é indesejada nos processos de fabricação de ligas de alumínio, a exemplo da injeção sob-pressão. Sua formação primária se dá sob composições químicas especificas e dependerá da quantidade de Fe, da relação Mn/Fe e da taxa de resfriamento. Neste trabalho realizou-se a fusão e a solidificação controlada de uma liga de alumínio Al-Si-Cu-Fe-Mn, buscando as condições de formação do intermetálico-O ensaio foi realizado num equipamento especial de fusão/solidificação tipo “outward” de escala piloto (10-15kg), acoplado a uma matriz de Fe-C (substrato), simulando um processo industrial. As regiões solidificadas foram avaliadas por espectrometria de emissão ótica, DRX, microscopia ótica e de varredura/EDS e ensaios de microdureza. Verificou-se intensa formação do composto intermetálico- (sludge) e, associado a este, intensa segregação química nas regiões adjacentes ao substrato.
Palavras-chave: Alumínio, sludge, intermetálico, solidificação controlada.
INTRODUÇÃO
O ferro é considerado a impureza mais comum e inevitável nas ligas de alumínio. Durante o processo de fabricação de componentes fundidos é comum o contato de insertos ferrosos com o alumínio líquido. Tais componentes podem ser
reforços mecânicos, camisas de aço, anéis de vedação, elementos de fixação, componentes de refrigeração e outros.
Os compostos comuns em ligas comerciais multicomponentes são as fases β- Al5FeSi e Al15(Fe,Mn)3Si2. A fase intermetálica β-Al5FeSi se forma nas ligas comerciais como finas plaquetas, altamente facetadas. Por conta desta morfologia atuam como eficientes concentradores de tensões, o que reduz significativamente a ductilidade e a tenacidade à fratura da liga (1).
Para minimizar o efeito desta fase, elementos como Mn e Cr são adicionados para modificar a sua morfologia. Essa transformação dependerá da quantidade de Fe, da taxa de resfriamento e da relação Mn/Fe da liga (2,3).
Isoladamente ou em combinações, estes elementos podem atuar modificando a morfologia acicular da fase β rica em ferro, para uma morfologia mais cúbica, melhorando assim a resistência mecânica de produtos fundidos (4).
O componente intermetálico α-Al15(Fe,Mn)3Si2, pode apresentar morfologia poligonal, quando sua precipitação ocorre a partir de uma reação primária, ou pode apresentar morfologia do tipo “escrita-chinesa”, quando se forma a partir de uma reação pós-dendrítica. Estas características são determinadas pelos teores de Mn e Fe presentes na liga. No entanto, o componente intermetálico α-Al15(Fe,Mn)3Si2
pode ter sua morfologia determinada também pela taxa de resfriamento. (5)
Segundo Makhlouf, M.M. (6), quanto maior o teor de Fe e de elementos modificadores, a exemplo Mn e Cr, maior é a formação-primária de compostos intermetálicos complexos de alto ponto de fusão, tais como, os compostos intermetálicos α-Al15(Fe,Mn)3Si2 ou α-Al15(Fe,Mn,Cr)3Si2 (normalmente denominados de “sludge” ou “lama”).
A formação pós-dendrítica da fase α-Alx(Fe,Mn)ySiz tem sido bastante discutida na literatura, porém, poucos trabalhos têm tratado da formação-primária do composto intermetálico e sua influência nas propriedades mecânicas das ligas de alumínio.
Desta maneira, e ressaltando a importância da previsão das estruturas de solidificação de ligas de alumínio e sua influência no desenvolvimento de novos materiais com propriedades mecânicas otimizadas, o presente trabalho teve como objetivo avaliar a distribuição de soluto e a formação primária do intermetálico α- Al15(Fe,Mn)3Si2 durante a solidificação de uma liga de alumínio multicomponente.
MATERIAIS E MÉTODOS
Uma bancada foi montada com um dispositivo de resfriamento acoplado a um forno resistivo. O conjunto permitiu direcionar a solidificação a partir de um substrato e promover mecanismos de convecção forçada para manter homogenia a frente da solidificação.
Uma liga (C0), com multicomponentes, Al-7,7%Si-3,1%Cu-1,4%Fe-0,3%Mn- 0,7%Mg-0,2%Cr (% em peso), foi elaborada simulando-se as condições de formação do intermetálico-em ligas comerciais. A liga foi introduzida no interior de um cadinho metálico até a fusão. A seguir, foi introduzido um tubo de aço 1020 (substrato ferroso), no interior do banho; e em contato direto com o alumínio líquido.
Após estabilizar a temperatura a 713oC iniciou-se um rápido resfriamento no interior do tubo com ar forçado; permitindo avançar a frente de solidificação da liga do substrato (centro do banho) para as paredes internas do cadinho.
Amostras foram obtidas a partir de cortes transversais do lingote solidificado.
Diferentes regiões foram analisadas por espectrometria de emissão ótica (SHIMADZU PDA 7000), microscopia ótica, microscopia eletrônica de varredura (SHIMADZU SSX-550) e microanálises (EDS). A região de início de solidificação foi analisada também por difratometria de raios X (DRX) para avaliar a presença da fase α-Al15(Fe,Mn)3Si2.
RESULTADOS E DISCUSSÃO
O lingote obtido após a remoção do tubo de aço carbono (substrato) pode ser visto na Fig. 1.
Fig. 1. Macroestrutura do lingote obtido
A superfície cilíndrica interna da região A representa o contato com o tubo de aço carbono que foi removido no corte do lingote. As composições químicas da
região A e a adjacente B são apresentadas na Tab. 1. Observa-se que ambas possuem composições químicas diferentes da composição inicial C0.
Tab. 1. Composições químicas das regiões A, B e liga C0.
MÉDIA ARITMÉTICA DAS COMPOSIÇÕES QUÍMICAS
Cu Si Mg Fe Mn Cr V
Liga C0 3,054 7,678 0,73 1,412 0,281 0,147 0,001 Região A 3,935 12,621 0,491 >2,989 >2,783 0,475 0,065 Região B 2,631 6,306 0,717 0,624 0,082 0,024 0,009
Na região (A), em contato com o tubo trocador de calor, os teores de Si, Fe, Cr e Mn atingiram valores elevados em relação à liga inicial Co. Conforme previsto na literatura, elevados teores destes elementos levam a formação do intermetálico α- Al15(Fe,Mn)3Si2 primário, de alto ponto de fusão (5). A região B mostra redução de todos os elementos químicos em relação à composição Co.
A Fig. 2 mostra a microestrutura da interface A e B onde observa-se a presença de grãos poligonais na região A.
Fig. 2. Micrografia da interface das regiões A e B.
A Fig. 3 detalha esta região A por BSE/MEV. Uma microanálise na fase poligonal indica a presença dos elementos Al, Si, Cr, Mn e Fe. Nota-se pela Fig. 3 que os elementos Cu e Mg não foram detectados na mesma. Porém, o Cu foi identificado no contorno desta fase poligonal em pequena quantidade (cor clara).
B A
FASE POLIGONAL
Si
β-Al5FeSi
Fig. 3. Microanálise da fase poligonal primária da Região A com correspondentes percentuais dos elementos encontrados.
Uma análise por difratometria de raios X (Cu-kα), Fig. 4, da região A (Fig. 2), identifica a presença da fase cúbica α-Al15(Fe,Mn,Cr)3Si2, com parâmetros a=1,26 nm (7).
Fig. 4. Espectro de difração de raios-X da região de solidificação primária (A) da liga multicomponente.
Na interface com a região B da Fig. 2, outras fases também foram identificadas, tais como, a fase intermetálica tipo β-Al5FeSi, silício eutético, Al2Cu e estruturas complexas. Porém, não se observou a presença do composto α-Al15(Fe,Mn)3Si2. Conforme foi visto na análise química por espectrometria de emissão ótica, Tab.1,
Região rica em cobre
esta região B apresentou redução em todos os solutos em relação a composição inicial C0. Destacam-se o Fe, Mn, Cr e Si com diminuição de 55%, 70%, 83% e 17%
respectivamente.
O intermetálico α-Al15(Fe,Mn,Cr)3Si2 é de formação primária. Assim, a sua formação na região A, pode explicar a supressão de elementos na região B.
CONCLUSÕES
A solidificação sobre um substrato de aço carbono levou ao surgimento de duas regiões no interior do lingote com composições químicas diferentes. As fases identificadas foram a fase α-Al15(Fe,Mn,Cr)3Si2, a fase intermetálica tipo β-Al5FeSi, Si eutético, Al2Cu e estruturas complexas.
Houve intensa formação do composto intermetálico α-Al15(Fe,Mn,Cr)3Si2 na região de contato com o substrato (região A) e redução de solutos na região próxima a esta (região B). Isto associa o surgimento da fase α-Al15(Fe,Mn,Cr)3Si2 com fenômenos de macrossegregação, uma vez que, a região adjacente (B) apresentou uma redução de 55% de Fe, 70% de Mn, 83% de Cr e 17% de Si em relação à liga inicial C0.
REFERÊNCIAS
1. LIU, L., MOHAMED, A. M. A., SAMUEL, A. M., SAMUEL, F.H. DOTY, H. W., VALTIERRA, S. Precipitation of β-Al5FeSi Phase Platelets in Al-Si Based
Casting Alloys. Metallurgical And Materials Transactions A, Volume 40A, 2009, p.
2457-2469.
2. EIDHED, W. Modification of β-Al5FeSi Compound in Recycled Al-Si-Fe Cast Alloy by Using Sr, Mg and Cr Additions. J. Mater. Sci. Technol., Thailand, Vol.24 No.1, 2008, p. 45.
3. NAJAFABADI, A. S. The Kinetics Of Dissolution Of High Melting Point Alloying Elements In Molten Aluminum. 1996. 187 f. Thesis (Doctor of Philosophy). Department of Mining and Metallurgical Engineering, McGill University Montreal, Quebec, Canada, 1996.
4. GONZÁLEZ, P. O.; ROMÁN, M.C.; CUEVAS, J. L.; RODRÍGUEZ, A. H.; VALDEZ, R. M.; ÁLVAREZ, S. L.; CUELLAR, C. O. Effect of iron addition on the crystal
structure of the a-AlFeMnSi phase formed in the quaternary Al-Fe-Mn-Si system.
Revista De Metalurgia., Vol. 47, No. 6, 2011, p. 453-461.
5. MAKHLOUF, M. M., APELIAN, D. Casting Characteristics of Aluminum Die Casting Alloys. The Advanced Casting Research Center Worcester Polytechnic Institute Worcester, Massachusetts, 2002, p. 5-18.
6. J. L. JORSTAD. Understand sludge. SDCE. 14th International Die Casting Congress and Exposition. Toronto, 1987.
7. BACKERUD, L.; CHAI, G.; TAMMINEM, J. Solidification characteristics of aluminium alloys. Foundry Alloys, AFS/Skan Aluminium. Volume 2, 1990.
FORMATION OF INTERMETALLIC α-Al15(Fe,Mn)3Si2 ALLOY AL-SI-CU SOLIDIFIED IN FERROUS SUBSTRATE
ABSTRACT
The present study evaluated the distribution of solute and the first formation of intermetallic α-Al15(Fe,Mn)3Si2 during solidification of a multicomponent alloy aluminum. This undesired phase-α is unwanted in the manufacturing processes of aluminum alloys, such as the under-pressure injection. His primary training takes place under specific chemical compositions and depend on the amount of Fe, the Mn/Fe ratio and the cooling rate. This work was carried out melting and controlled solidification of an aluminum alloy Al-Si-Cu-Fe-Mn, seeking the conditions of formation of intermetallic-α. The test was conducted in a special device melting/solidification type "outward" pilot scale (10-15kg) coupled to an array of Fe-C (substrate), simulating an industrial process. Solidified regions were evaluated by optical emission spectrometry, XRD, optical microscopy and scanning/EDS. There was intense formation of the intermetallic compound-α (sludge) and, associated with this, severe chemical segregation in the regions adjacent to the substrate.
Keywords: Aluminium, sludge, intermetallic, controlled solidification.
