CARACTERIZAÇÃO DA LIGA DE ALUMÍNIO A356 SOLIDIFICADA
RAPIDAMENTE POR CENTRIFUGAÇÃO E FUNDIDA EM AREIA
M.M. Peres, C. P. Pinto, C.T. Rios, C.S. Kiminami, W.J. Botta Fo, C. Bolfarini
Departamento de Engenharia de Materiais, Universidade Federal de São Carlos
Caixa Postal 676, São Carlos – SP, Brasil – cbolfa@iris.ufscar.br
RESUMO
O objetivo do presente trabalho foi caracterizar a microestrutura e propriedades mecânicas resultantes da liga A356 preparada por solidificação rápida e por fundição em molde de areia, na condição não modificada e modificada com Sr. A elevada taxa de resfriamento durante a solidificação rápida por centrifugação promoveu uma microestrutura dendrítica bastante refinada com espaçamento secundário de ~3,3 µm. A região interdendrítica é constituída por uma microestrutura eutética irregular (Al-α)-Si na liga não modificada e de eutética fibrosa na liga modificada, sendo também identificadas as fases intermetálicas Mg2Si e Al8Mg8Si6Cu2. Análises de DSC mostraram que as temperaturas de transformação sólido/líquido e do eutético na liga modificada foram ligeiramente menores que na liga não- modificada. Amostras solidificadas rapidamente apresentaram uma dureza de ~1,5 superior que as fundidas em areia, isso devido ao refinamento microestrutural. Entretanto, por ensaio de compressão as melhorias em relação ao limite de escoamento não foram significativas.
Palavras-Chaves: Liga de alumínio A356, fundição, solidificação rápida, microestrutura.
INTRODUÇÃO
Ligas do sistema Al- Si são as mais importantes entre as ligas fundidas de alumínio principalmente devido a sua alta fluidez, baixa contração nos fundidos, elevada resistência à corrosão, boa soldabilidade (1). As ligas de alumínio com 5-20% de Si (% em peso) são as mais comuns e as mais usadas na indústria e caracterizam-se por apresentar uma fase primária de alumínio ou de silício e de uma estrutura eutética composta por esses 2 elementos. Dependendo da quantidade de Si, as ligas podem ser divididas em: hipereutéticas, eutéticas e hipo eutéticas. Sendo que as ligas hipoeutéticas são formadas por uma fase primária de Al com morfologia dendrítica constituídas por ramos secundários, terciários e até de maior ordem. Os vazios entre esses ramos dendríticos são preenchidos por fases intermetálicas e por uma estrutura eutética (2). A estrutura eutética no estado não modificado exibe a fase Si com morfologia acicular na forma de grandes plaquetas. No entanto, essa morfologia pode ser controlada em seu crescimento através de modificadores (Na, Sr) que permitem um refino da estrutura eutética e pode melhorar a ductilidade das peças fundidas. A adição de modificadores diminui a temperatura de nucleação e de crescimento na interface sólido/líquido, devido ao refino da estrutura eutética, o que força à fase Si a adotar uma morfologia fibrosa e irregular ( 3)
.
Por outro lado, um refino da estrutura das ligas metálicas também é obtido usando elevadas taxas de resfriamento através de processos de solidificação rápida, tais como o melt spinning, onde podem ser conseguidas taxas de resfriamento na ordem de 104-108K/s, contrário aos fundidos convencionalmente onde são conseguidas taxas na ordem de 10-2 a 102K/s(4). Ligas solidificadas rapidamente caracterizam-se por apresentar estruturas refinadas, homogêneas sem segregações, fases em estado metaestável ou amorfo, o que os torna materiais interessantes com excelentes combinações de propriedades físicas e mecânicas. Entre as ligas comercias do sistema Al- Si, destacam-se as ligas A356 (Al-7Si- 0,3Mg), mais especificamente a A356.2, por apresentar baixas quantidades de impurezas e formar baixas quantidades de fases intermetálicas. Essas ligas têm sido utilizadas em muitas aplicações da engenharia elétrica, marinha, automotiva e aeroespacial (5). Isso devido a sua boa fluidez, elevada relação resistência/peso e baixo custo (6). Oobjetivo do presente trabalho é analisar a microestrutura e propriedades mecânicas da liga de alumínio A356.2 processadas por fundição em areia e por solidificação rápida. Além disso, é estudado o efeito do modificador Sr.
PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL
No presente trabalho, a liga A356.2 foi analisada no estado não modificado e modificado com Sr, através de fundição por gravidade em areia e por solidificação rápida. A composição nominal das duas ligas é observada na tabela 1. Nos experimentos de fundição por gravidade, as duas ligas foram fundidas em um forno por indução INDUCTOTHERM. Antes do vazamento, as ligas foram
desgaseificadas com hexacloroetano e logo vazadas à ~720oC em moldes de areia. Nos
experimentos de solidificação rápida as amostras foram processadas por fundição por centrifugação adaptada a um equipamento melt spinning , tal como é observada na figura 1. Tal equipamento consiste de uma câmara com sistemas: de aquecimento indutivo, de vácuo e injeção de argônio, de refrigeração, de deslocamento vertical do cadinho de quartzo e de pirômetro óptico. A unidade de centrifugação é constituída por um sistema de transferência de giro e de uma roda de coquilha de cobre. Durante o processamento, o vazamento das ligas (injeção do metal líquido) foi efetuado à temperatura de 820oC, com velocidade de giro da roda de 22 m/s e uma diferença de pressão de 200 mbar entre o reservatório de argônio e a câmara. Os lingotes resultantes da solidificação rápida são observados na figura 2.
Tabela 1. Composição nominal da liga A356.2 em porcentagem em peso (% w).
Liga A356.2 Si Mg Mn Fe Sr Cu
Não Modificado 6,71 0,26 0,01 0,04 0,00 0,02
Modificado 6,64 0,26 0,01 0,04 0,01 0,02
Figura 1. Equipamento do melt spinning para fundição por centrifugação em coquilha de Cu.
Figura 2. Lingotes obtidos através da fundição por centrifugação (solidificação rápida).
A amostras processadas por fundição em areia e por solidificação rápida foram caracteriz adas por calorimetria diferencial de varredura (DSC) em taxa de aquecimento e resfriamento de 10oC/min, por microscopia óptica e eletrônica de varredura (MEV/EDS), por ensaios de microdureza Vickers, com carga de 200gf aplicada por 15s e por ensaios de compressão segundo a norma ASTM E 9- 89a, à temperatura ambiente e velocidade de compressão de 0,5mm/min. Foram usados corpos de prova retangulares de 3,85x3,85x9,80 mm, sendo as superfícies lixadas até a grana 1200. Os valores de microdureza foram calculados segundo a equação: HV = 1854,4P/a
2
(kgf/mm2), onde P é a carga em gramas- força, e a é o comprimento das diagonais em µm.
RESULTADOS E DISCUSSÕES
As curvas de aquecimento e resfriamento em taxa de 10oC/min das amostras não modificada e modificada da liga A356.2 são mostradas na figura 3. Na figura 3b, o inicio da solidificação durante o resfriamento da liga modificada ocorreu à temperatura de 609oC, já na liga não- modificada ocorreu em 612,5oC, superior em 3,5oC que liga modificada e 6oC a mais que no tr abalho de Jeng e Chen (5).
Liga A356.2: não- modificada
Liga A356.2 : modificada
Câmara do melt spinning (a) (b)
coquilha de cobre
No entanto, a reação eutética na liga modificada começou na temperatura de ~560oC e na liga não modificada em 568oC. Essas temperaturas foram aproximadamente 17 e 9oC abaixo da temperatura no estado de equilíbrio (7) e possivelme nte foram causadas por super -resfriamento. Tal fenômeno, geralmente apresenta-se na solidificação de ligas e são influenciados por fatores como a composição química, presença de impurezas e às taxas envolvidas durante a solidificação. O maior super -resfria mento na liga modificada tanto na temperatura líquidus como na temperatura eutética possivelmente se deve ao efeito do Sr. Segundo Bäckerud et al. (8) os mecanismos de nucleação e crescimento dos cristais de Si eutético são afetados pela adição de modificadores e as temperaturas de transformação podem ser diminuídas por cerca de 12oC, respectivamente, em relação a materiais não modificados. É observada na curva de aquecimento (Fig. 3a) da liga modificada que existe maior segregação de impurezas que na liga não- modificada. Isso, devido à existência de um pico de transformação sólido/líquido na temperatura de 553oC e possivelmente corresponda á dissolução de fases do eutético complexo: Al + Si + Mg2Si + Al8Si6Mg3Fe à L
(8) . 400 450 500 550 600 650 700 0 20 40 60 80 Temperatura (o C) Tempo (min) 0 20 40 60 80
A356 (não modificada) A356+Sr (nodificada) Curvas de Aquecimento DSC ( µ V) (a) 400 450 500 550 600 650 700 80 85 90 95 100 105 110
A356 (não modificada) A356+Sr (Modificada) Curvas de Resfriamento Temperatura (o C) Tempo (min) -60 -40 -20 0 20 40 DSC ( µ V) (b) Figura 3. Curvas de DSC (a) de aquecimento, e (b) de resfriamento, obtidas em taxa de 10oC/min.
A figura 4a mostra uma microestrutura representativa da liga não- modificada solidificada em areia. Observa-se na figura 4b dendritas da fase primária α-Al e o eutético binário Al- Si entre os ramos dendríticos. Neste caso, a estrutura eutética apresenta-se com estrutura anômala ou irregular (9)
e é classificado dentro do grupo facetado/não-facetado, devido a não apresentar arranjo ordenado das fases e as mesmas, em geral, exibem diferentes taxas de crescimento. Devido à elevada entropia de fusão da fase facetada, o Si nucleia e cresce no líquido antes que o Al inicie a solidificação no eutético. Os cristais de Si, diferentemente da maioria dos metais, exibem um crescimento anisotrópico pronunciado na interface sólido/líquido, através da formação de maclas entre os planos {111} tais que os planos de maclação se alinham paralelamente à direção <211>, que é a direção preferencial de crescimento (10).
A resultante microestrutural da liga modificada com Sr é observada na Figura 5. Observa- se na figura 5b, a região interdendrítica ocupada por uma estrutura eutética do tipo fibrosa com presença de estruturas complexas de Si (região A) diferente da liga não modificada. A mudança na morfologia de acicular para fibrosa possivelmente se deve à redução da tensão superficial do alumínio o que conduz a uma mudança na energia superficial interfacial entre o Al e o Si, o que pode influenciar tanto na nucleação como no processo de crescimento. De acordo com Magnim et al. (10), uma das funções dos modificadores é dificultar a etapa de crescimento do Si pelo mecanismo de maclação. Indicando que átomos de Sr no líquido são seletivamente adsorvidos nos ental hes das maclas o que reduz a taxa de aderência dos átomos de Si nesses locais de crescimento, suprimindo, assim a formação de plaquetas de Si primário (10). Por outro lado, a figura 5c mostra fases intermetálicas com morfologia
at.) foi determinada através de EDS. Tal fase foi observada em maior proporção que a fase Mg2Si e geralmente foram encontradas próximos à base dos ramos dendríticos e no interior das dendritas.
Figura 4. (a) Microestrutura da liga não modificada, correspondente à solidificação em areia, e (b) ampliação da região eutética acicular de Al- Si.
Figura 5. (a) Microestrutura da liga modificada, correspondente à solidificação em areia, (b) ampliação da região eutética fibrosa Al- Si, e (c) fases intermetálicas formadas por segregação de impurezas.
Nas figuras 6a -b são observadas micrografias das amostras solidificadas rapidamente das ligas em estado não- modificado e modificado, respectivamente. Em ambas micrografias houve um refino das dendritas e apresentaram- se na forma equiaxial. O espaçamento dendrítico apresentado por ambas amostras foi na ordem de 3,3 µm ao longo de todo o comprimento do lingote (Fig. 2). Tal espaçamento corresponderia a uma taxa de resfriamento de aproximadamente 3,0x103oC/s quando comparado à liga A319 (11). Na região interdendrítica da figura 6a, observa-se a presença de Si primário acicular, diferente da figura 6b, onde é mantido o efeito do Sr , ou seja, o Si continua modificado. Através de medidas EDS/MEV na liga não- modificada, foi observado que a solubilidade máxima de Si em Al foi de 1,95% em peso, superior à máxima solubilidade de Si em equilíbrio (1,65% em peso). No entanto, na liga modificada, tal efeito não foi observado, a solubilidade de Si em Al foi mantida em níveis próximos à condição de equilíbrio. As fases intermetálicas π-Al8Si6Mg3Fe e Mg2Si
A A Al8Si6Mg3Fe Si M g2Si Si Al8Si6M g3Fe α-Al (a) (b) (c) (a) (b)
não foram encontradas nas amostras solidificadas rapidamente, possivelmente devido às impurezas no líquido não terem tempo suficiente para segregar na região interdendrítica.
Figura 6. Micrografias da liga A356.2, solidificadas rapidamente: (a) não- modificada, e (b) modificada. As medidas de microdureza Vickers (Fig. 7) mostram q ue a dureza aumenta quando diminui o espaçamento dendrítico. A dureza das amostras nos estados não- modificado e modificado, fundidas em areia, apresentou valores próximos à literatura de 56kgf/mm2 (6). Porém, a liga modificada apresentou um valor ligeiramente superior que da liga não modificada. Fato que pode ser atribuído ao menor espaçamento dendrítico. No entanto, amostras solidificadas rapidamente apresentaram uma dureza de ~1,5 superior do que as fundidas em areia. Neste caso, a influência do modificador Sr parece não ter efeito notável sobre a dureza em ambas condições. O aumento da dureza é atribuído principalmente ao refino da microestrutura devido à solidificação rápida, que envolve taxas superiores de extração de calor quando comparada às fundidas em areia. E também devido à maior solubilidade de Si na matriz de Al-α. A tabela 2 mostra valores de ensaios de compressão, observando-se que o modificador Sr e o processo de solidificação rápida não influenciam significativamente no limite de escoamento quando comparado à liga não- modificada fundida em areia. Porém, nas amostras solidificadas rapidamente observa-se um aumento na deformação compressiva no regime plástico em ~25% superior às fundidas em areia em 36% de deformação. Isso, devido à maior dureza das amostras solidificadas rapidamente que é relacionado ao fenômeno de encruamento.
Figura 7. Medidas de microdureza Vickers e de espaçamento dendrítico das amostras estudadas. Tabela 2. Limite de escoamento e deformação durante ensaios de compressão.
Deformação compressiva em
Material Limite de escoamento
por compressão (MPa) 12% (MPa) 36% (MPa)
Liga não- modificada 108,7 ± 16,3 243,5 ± 5,5 391,8 ± 15,0
Liga modificada 107,9 ± 8,9 212 ± 01,4 359,5 ± 12,8
Solidificaç. Rápida – não- modificada 109,1 ± 4,0 297 ± 17,2 489,4 ± 35,4
Eutético não- modificado Eutético modificado
(a) (b) 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 Fund. Areia
Fund. Areia Solid. Rapida
modificada / Sr Solid. Rapida não-modificada não-modificada Espaçamento dendrítico Microdureza Vickers
Espaçamento Dendrítico Secundário,
λ 2 ( µ m) 10 20 30 40 50 60 70 80 90 modificada / Sr Microdureza Vickers, HV (kg/mm 2 )
Solidificaç. Rápida – modificada 103,7 ± 7,7 298 ± 02,1 474,8 ± 03,8 CONCLUSÕES
O presente trabalho permite concluir que a adição do agente modificador em níveis de 0,01% de Sr na liga A356.2 tev e influência na transição morfológica do Si eutético, de acicular para fibroso, com refino da estrutura eutética. A adição de Sr diminuiu a temperatura de transformação eutética e a temperatura liquidus da liga A356.2 de forma menos pronunciada que à existente na literatura. A solubilidade de Si em Al em ligas não- modificadas quando solidificadas rapidamente foi superior à máxima solubilidade de Si em equilíbrio. O efeito do modificador Sr não influenciou significativamente os valores de dureza e nem o limite de escoamento quando solidificadas em areia. A melhoria na dureza se deve principalmente ao refino microestrutural quando solidificadas rapidamente e pode ser atribuído, também, ao maior conteúdo de soluto de Si na matriz Al-α que as fundidas em areia.
AGRADECIMENTOS : Os autores agradecem à CAPEs e à FAPESP pelo financiamento da pesquisa.
REFERÊNCIAS
1. S. A. Kori, B. S. Murty, M. Chakraborty, Mat. Sci. Eng., v.A283 (2000) p.94–104. 2. R. N. Grugel, J. Mat. Sci., v.28 (1993) p.677.
3. G. A.Chadwick, Metallography of phase transformations , London-Butterworth & Co, (1972) 302p. 4. T. R. Anantharaman, C. Suryanarayama, Rapidly Solidified Metals – A technological overview,
Trans Tech Publications, Switzerland, (1987).
5. S. C. Jeng, S. W. Chen, Acta Mater., v.45, n.12 (1997) p.4887-4899. 6. J. W. Liou, T. S. Lui, L. H. Chen, Wear, v.211 (1997) p.169-176.
7. T. B. Massalski, H. Okamoto, P. R. Subramaniam, L. Kacprzack, Binary Alloy Phase Diagrams, OH: ASM, Materials Park, v.1 (1990).
8. L. Bäckerud, G. Chai, J. Tamminen, Solidification Characteristics of Aluminum Alloys – Foundry Alloys, Ed. AFS/Skanaluminium, Sweden, v.2 (1990).
9. D. J. Fisher, W. Kurz, Acta Metall., v.28 (1980) p.777.
10. P. Magnim, J. T. Mason, R. Trivedi, Acta Metall. Mater., v.39, n.4 (1991) p.469-480.
11. C. T. Rios, C. S. Kiminami, W. J. Botta Fo, C. Bolfarini, Solidificação Rápida de Ligas do Sistema Al-Si- Cu, trabalho submetido no XV Congresso: CBECIMAT, Natal – RN, 2002.
ALUMINIUM ALLOY A356 CHARACTERIZATION IN THE RAPIDLY SOLIDIFIED
AND SAND CASTING CONDITION
M.M. Peres, C. P. Pinto, C.T. Rios, C.S. Kiminami, W.J. Botta Fo, C. Bolfarini
Departamento de Engenharia de Materiais, Universidade Federal de São Carlos Caixa Postal 676, São Carlos – SP, Brasil – cbolfa@iris.ufscar.br
ABSTRACT
The aim of this work is characterize the microstructure and the mechanical properties of A356 alloy foundry by rapid solidification and by sand cast on the no- modified and Sr modified conditions. The high cooling rate during the centrifugal rapid solidification, lead to a very refined dendritic structure w ith ~3.3 µm secondary dendritic arm spacing. The interdendritic region is formed by an irregular eutectic microstructure (Al-α)-Si in the no modified alloy, and of a fibrous eutectic microstructure in the modified alloy. It was further identified the Mg2Si and Al8Mg8Si6Cu2 intermetallic phases. DSC analysis shown that the solid/liquid interface and eutectic transformation temperatures in the modified alloy were slight smaller when compared w ith the no modified alloy. Rapidly solidified samples had a value ~1.5 higher in the Vickers hardness when compared with sand casting samples, it is owed to the microstructural refinement. However, there was not substantial improvement related on the yield strength in the compression tests.
