INSTITUTO FEDERAL DO ESPÍRITO SANTO
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS
FABRÍCIO FERRAZ DOS SANTOS
INFLUÊNCIA DA TAXA DE RESFRIAMENTO E ADIÇÕES DE INOCULANTES NA MICROESTRUTURA E PROPRIEDADES MECÂNICAS DA LIGA A356
VITÓRIA 2016
FABRÍCIO FERRAZ DOS SANTOS
INFLUÊNCIA DA TAXA DE RESFRIAMENTO E ADIÇÕES DE INOCULANTES NA MICROESTRUTURA E PROPRIEDADES MECÂNICAS DA LIGA A356
VITÓRIA 2016
Dissertação apresentada ao programa de Pós - Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Materiais do Instituto Federal do Espírito Santo como requisito parcial para a obtenção do título de mestre em Engenharia Metalúrgica e de Materiais
S237i Santos, Fabrício Ferraz dos
Influência da taxa de resfriamento e adições inoculantes na microestrutura e propriedades mecânicas da liga A356 / Fabrício Ferraz dos Santos. – 2016.
97 f. : il. ; 30 cm.
Orientador: Estéfano Aparecido Vieira
Dissertação (mestrado) – Instituto Federal do Espírito Santo,
Programa de Pós-graduação em Engenharia Metalúrgica e de Materiais, 2016.
1. Ligas (Metalurgia). 2. Solidificação (Metalurgia). 3. Micro-estrutura. 4. Propriedades mecânicas. 5. Análise térmica. I. Vieira, Estéfano Aparecido. II Instituto Federal do Espírito Santo. III. Título.
MINISTÉRIO DA EDUCAÇÃO
INSTITUTO FEDERAL DO ESPÍRITO SANTO
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS
FABRÍCIO FERRAZ DOS SANTOS
INFLUÊNCIA DA TAXA DE RESFRIAMENTO E ADIÇÕES DE INOCULANTES NA MICROESTRUTURA E PROPRIEDADES MECÂNICAS DA LIGA A356
Aprovada em 29 de janeiro de 2016
COMISSÃO EXAMINADORA
PROF. DR. ESTÉFANO APARECIDO VIEIRA Instituto Federal do Espírito Santo
Orientador
PROF. DR. ADONIAS RIBEIRO FRANCO JÚNIOR Instituto Federal do Espírito Santo
PROF. DR. ANTÔNIO CÉSAR BOZZI Universidade Federal do Espírito Santo
Dissertação apresentada ao programa de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Materiais do Instituto Federal do Espírito Santo como requisito parcial para a obtenção do título de mestre em Engenharia Metalúrgica e de Materiais.
DECLARAÇÃO DO AUTOR
Declaro, para fins de pesquisa acadêmica, didática e técnico-científica, que a presente Dissertação de Mestrado pode ser parcialmente utilizada, desde que se faça referência à fonte e ao autor.
Vitória, 29 de janeiro de 2016
AGRADECIMENTOS
Aos meus pais, que sempre me apoiaram e aconselharam em cada etapa da minha vida.
Ao orientador Dr. Estéfano Aparecido Vieira por toda ajuda, sugestões e paciência durante o desenvolvimento deste trabalho.
Ao amigo e bolsista de iniciação científica Alexandre Souza pela ajuda na realização de toda etapa experimental deste trabalho.
Ao técnico de laboratório Ricardo Boldrini pelo auxílio na realização de análises de imagens e ensaios de tração.
A todos os amigos que de certa forma contribuíram para a conclusão deste trabalho.
À CAPES (Coordenação de Aperfeiçoamento de pessoal de nível superior) pelo suporte financeiro.
RESUMO
Neste trabalho buscou-se correlacionar a microestrutura da liga A356 solidificada sob diferentes condições de resfriamento com as propriedades mecânicas. Foi construído um aparato experimental com objetivo de promover a solidificação controlada da liga possibilitando correlacionar parâmetros microestruturais como por exemplo o espaçamento interdendrítico secundário com os parâmetros de processo tais como taxa de resfriamento, tempo de solidificação local e velocidade da frente de solidificação. Para a obtenção experimental dos dados, escolheu-se a liga comercial A356 que foi fundida e conformada em uma coquilha cilíndrica onde foram utilizados termopares e um “datalogger” para o monitoramento das curvas de resfriamento em diferentes posições durante a solidificação. Foram realizadas comparações dos resultados experimentais com modelos para análise da evolução microestrutural existentes na literatura. Além de avaliar a influência de variáveis térmicas, foram realizadas adições de inoculantes como o refinador de grão Al-Ti-B e o agente modificador Sr para observar como estes elementos atuam. Através de ensaios de tração foi possível concluir que as melhores propriedades mecânicas foram obtidas para as amostras solidificadas sob taxas de resfriamento mais elevadas em conjunto com a adição da ante liga modificadora contendo Sr.
Palavras-chave: Solidificação. Propriedades mecânicas. Microestrutura. Al-Si.
ABSTRACT
In this study, the microstructure and mechanical properties of a commercial aluminum alloy A356 were analyzed under different cooling conditions during solidification. An experimental apparatus has been assembled in order to promote a controlled solidification of the alloy. Microstructural variables, such as secondary dendrite arm spacing and silicon morphology were correlated with process parameter such as cooling rate, local solidification time and tip growth rate in different positions. In order to obtain those data experimentally it was chosen the modified A356 alloy that has been solidified into a metallic mold. To measure the thermal variables, thermocouples and a datalogger equipment were used to monitor the cooling curves in specific positions during the solidification process. It was carried out comparisons between experimental results and existing models for predicting secondary dendrite arms spacing size. In addition to assessing the influence of thermal variables, inoculants such as grain refiner Al-Ti-B and modifier Sr agent were added in order to check how these elements would have influence on the Al-α dendrites and eutectic silicon morphology. Through tensile tests, it was possible to conclude that the best mechanical properties were obtained for samples solidified under higher cooling rates in conjunction with the addition of Sr modifier.
Keywords: Solidification. Mechanical properties. Microstructure. Al-Si. Dendrite arm
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 - Diagrama de fases Al-Si. ... 17 Figura 2 - Influência do teor de silício nas propriedades mecânicas de ligas
Al-Si... ... 17 Figura 3 - Curva de resfriamento de um metal puro com super-aquecimento.. ... 19 Figura 4 - (a) Elemento puro com super-resfriamento nítido; (b) Super-resfriamento
sem retorno ao ponto de fusão; (c) Sólido amorfo. ... 21 Figura 5 - Interfaces durante o processo de solidificação. (a) interface difusa; (b)
interface facetada. ... 22 Figura 6 - Energia livre de interface em função da fração de sítios “x” ocupados,
para diferentes valores de α. ... 24 Figura 7 - Mudança morfologica a medidad que a velocidade aumenta: (a)
crescimento regular em baixas velocidades; (b) crescimento celular com alteração na direção de crescimento; (c) transição celular-dendrítica; (d) crescimento dendrítico com início de formação de instabilidades
laterais... ... 25 Figura 8 - Representação esquemática dos espaçamentos intercelulares e
interdendríticos. ... 26 Figura 9 - Relações experimentais entre o limite de resistência com (a) o
espaçamento entre células “λc” para ligas Al-Fe e (b) o espaçamento
interdenditicco “λ1” para ligas de Al-Sn... 27
Figura 10 - Representação esquemática dos modos de transferência de calor durante a solidificação. ... 28 Figura 11 - (a)Interface metal/molde; (b) Modelo equivalente de Newton. ... 29 Figura 12 - Representação esquematica de um dispositivo de solidificação direcional
descendente: (1) sistema de aquisição de dados, (2) material refratário, (3) resistências elétricas, (4) lingoteira de aço inox, (5) termopares, (6) registrador de dados, (7) câmara de refrigeração, (8) rotâmetro, (9) metal líquido, (10) controle de temperatura do forno. ... 33 Figura 13 - Representação esquemática de um dispositivo de solidificação
unidirecional horizontal ... 34 Figura 14 - Curvas de resfriamento experimentais comparadas com simulações
numéricas para as ligas (a) Al 9%pSi e (b) Zn 27 %pAl; (c) e (d)
coeficientes de transferência de calor metal/molde (hi). ... 34
Figura 15 - Representação esquemática de um dispositivo de solidificação unidirecional ascendente. 1) Rotâmetro; 2) Chapa em aço inox; 3) Termopares; 4) Computador; 5) Data logger; 6) Metal fundido; 7) Molde; 8) Controlador de temperatura; 9) Resistências elétricas; 10) Material refratário. ... 35 Figura 16 - Espaçamento interdendrítico secundário em função da distância da
interface metal/molde para as ligas (a) Al 9%pSi e (b) Zn 27%pAl. ... 37 Figura 17 - Limite de resistência a tração (LRT), tensão de escoamento e
alongamento percentual em função do espaçamento interdedndrítico secundário para as ligas (a) Al 9%pSi e (b) Zn 27%pAl. ... 37
Figura 18 - Dados experimentais e calculados do espaçamento interdendrítico
secundário (𝜆2) em função do tempo de solidificação local (𝑡𝑆𝐿). ... 41
Figura 19 - (a) Valores de 𝜆2 experimentais e calculados em função de 𝑉𝐿 para as ligas Al 5%pSi e Al-9%pSi. (b) Comparação de 𝜆2 experimentais e calculados em diferentes dispositivos de solidificação. ... 42
Figura 20 - (a) Tetraedros de silício com plano de macla hachurado. (b) Tetraedro truncado com planos {111}. ... 43
Figura 21 - Mecanismo TPRE. (a) Cristal com uma macla; (b) Fechamento da macla devido à formação de quinas; (c) Cristal com duas maclas; (d) Formação de novas reentrancias I e II; (e) Crescimento do cristal a partir de novas reentrancias. ... 44
Figura 22 - Influência da espessura da parede e das areias de moldagem nas propriedades mecânicas da liga: (a) resistência à tração, (b) Alongamento ... 46
Figura 23 - Amostras solidificadas em molde de areia de quartzo com paredes de espessura :(a) 32mm; (b) 40mm ... 47
Figura 24 - Amostras solidificadas em molde de areia de alumina com paredes de espessura :(a) 32mm; (b) 40mm ... 47
Figura 25 - Amostras solidificadas em molde de areia de cromita com paredes de espessura :(a) 32mm; (b) 40mm ... 47
Figura 26 - Influência da espessura da parede e do tipo de areia do molde no espaçamento interdendrítico secundário (SDAS)do Al. ... 48
Figura 27 - Diagrama de fases Al-Ti ilustrando o campo da reação peritética e representação esquemática pra nucleação do alumínio a partir da reação L + Al3Ti → (Al) ... 49
Figura 28 - Micrografia MEV da liga A356 sem tratamento (aumento 500x) ... 50
Figura 29 - Micrografia MEV da liga A356 com tratamento (a) 5 min de permanência (b) 120 minutos de permanência (aumento 200x) ... 50
Figura 30 - (a) Liga n°1, (b) liga n°2, (c) liga n°3, (d) liga n°4, (e) liga n°5. ... 52
Figura 31 - Fluxograma geral do procedimento experimental. ... 54
Figura 32 - Esquema do molde para solidificação. ... 55
Figura 33 - Manta térmica. ... 56
Figura 34 - Esquema do aparato experimental completo com a posição dos termopares. ... 56
Figura 35 - (a) Forno tipo mufla; (b) Forno de indução. ... 57
Figura 36 - Fluxograma da etapa de solidificação. ... 58
Figura 37 - Lingote e molde metálico. ... 59
Figura 38 - Secção de amostras. ... 59
Figura 39 - Amostra para análise metalográfica ... 60
Figura 40 - (a) Máquina usada nos ensaios de tração e (b) dimensões dos corpos de prova em (mm). ... 61
Figura 41 - Corpos de prova para ensaio de tração. ... 61
Figura 42 - Corpos de prova retirados a partir de seccões transversais dos lingotes... ... 62
Figura 43 - Medições do SDAS. ... 63
Figura 44 - Curvas de resfriamento obtidas em função das posições no interior do molde para a liga A356 sem adições de Sr e TiB. ... ...66
Figura 45 - Taxa de resfriamento (𝑇) em função da posição de cada termopar. ... 67
Figura 46 - Espaçamento interdendrítico secundário (λ2)para cada experimento em função das taxas de resfriamento. ... 68
Figura 47 - Espaçamento interdendrítico secundário (λ2) em função do tempo de solidificação local (tsl). ... 70
Figura 48 - Relação entre a posição dos termopares e o tempo de solidificação local... ... 71
Figura 49 - Velocidade da frente de solidificação VL (mm/s) em função da posição. 72 Figura 50 - Espaçamento interdendrítico secundário (λ2) em função da velocidade da frente de solidificação (VL). ... 72
Figura 51 - Comparação entre dados experimentais e os modelos de Kirkwood e Bamberger para espaçamento interdendrítico secundário (λ2) em função do tempo de solidificação local (tsl). ... 74
Figura 52 - Comparação entre dados experimentais e modelo de Bouchard-Kirkaldy para espaçamento interdendrítico secundário (λ2) em função da velocidade da frente de solidificação (VL). ... 76
Figura 53 - Comparação entre dados experimentais e modelo de Bouchard-Kirkaldy para a2 = 7. ... 77
Figura 54 - Ligas solidificadas sob taxa de resfriamento de 2,15°C/s ... 78
Figura 55 - Ligas solidificadas sob taxa de resfriamento de 0,54 °C/s ... 80
Figura 56 - Ligas solidificadas sob taxa de resfriamento de 0,22 °C/s ... 81
Figura 57 - Ligas solidificadas sob taxa de resfriamento de 2,15 °C/s ... 82
Figura 58 - Ligas solidificadas sob taxa de resfriamento de 0,54 °C/s ... 83
Figura 59 - Ligas solidificadas sob taxa de resfriamento de 0,22 °C/s ... 84
Figura 60 - Precipitados comuns observados nas amostras. ... 85
Figura 61 - Micrografias evidenciando as agulhas de Al5FeSi ... 86
Figura 62 - (a) Tensão limite de resistência σR(MPa), (b) σE(MPa), (c) alongamento δ(%) em função dos espaçamentos interdendríticos secundários λ2(µm)... ... 87
Figura 63 - Tensão limite de resistência σ(MPa) em função das taxas de resfriamento T(°C/s). ... 89
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 - Sequência de fases durante a solidificação da liga A356. ... 18
Tabela 2 - Composição e propriedades mecânicas das ligas estudadas. ... 51
Tabela 3 - Composição química das ligas em cada experimento. ... 53
Tabela 4 - Amostras retiradas em cada experimento. ... 60
Tabela 5 - Exemplo de medições para cálculo do SDAS médio. ... 63
Tabela 6 - Coeficientes polinomiais paraSiEqXi...64
Tabela 7 - Composição química da liga ... 65
Tabela 8 - Curvas de resfriamento obtidas em cada experimento. ... 67
Tabela 9 - Espaçamento interdendrítico secundário (λ2)para cada experimento em função das posições dos termopares. ... 68
Tabela 10 -Tempo local de solidificação tsl para cada experimento em função das posições dos termopares. ... 69
Tabela 11 - Velocidade da frente de solidificação VL para cada experimento em função das posições dos termopares. ... 71
Tabela 12 - Propriedades utilizadas para os cálculos dos modelos (PERES et al., 2004). ... 75
Tabela 13 - Espaçamentos interdendríticos secundários λ2 (µm) em função das taxas de resfriamento 𝑇 (°C/s). ... 78
Tabela 14 - Propriedades mecânicas em função das taxas de resfriamento e espaçamentos interdendríticos secundários. ... 90
SUMÁRIO 1 INTRODUÇÃO ... 13 2 OBJETIVOS ... 15 2.1 OBJETIVOS GERAIS ... 15 2.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS ... 15 3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ... 16 3.1 LIGAS AL-SI ... 16 3.1.1 A liga A356 ... 18
3.2 SOLIDIFICAÇÃO DE METAIS E LIGAS ... 19
3.2.1 Super-resfriamento e super-resfriamento constitucional ... 20
3.2.2 Interfaces de solidificação ... 22
3.2.3 Morfologias celulares e dendríticas ... 24
3.2.4 Transferência de calor na solidificação ... 28
3.2.5 Parâmetros térmicos na solidificação em condições de fluxo de calor transiente ... 30
3.2.6 Aparatos experimentais para estudos de solidificação direcional. ... 32
3.2.7 Espaçamentos interdendríticos ... 36
3.2.8 Modelos para a estimativa de espaçamentos intercelulares e interdendríticos. ... 38
3.3 EFEITOS DE MODIFICADORES E REFINADORES DE GRÃO EM LIGAS AL- SI... 42
3.3.1 Crescimento do silício eutético ... 42
3.3.2 Modificação do silício eutético ... 45
3.3.3 Efeito de refinadores de grãos ... 48
4 METODOLOGIA EXPERIMENTAL... 53
4.1 MOLDE METÁLICO PARA SOLIDIFICAÇÃO ... 54
4.2 EXPERIMENTOS DE SOLIDIFICAÇÃO ... 56
4.3 ANÁLISE METALOGRÁFICA ... 59
4.4 ENSAIOS DE TRAÇÃO ... 60
4.4.1 Corpos de prova para ensaios de tração ... 61
4.5 MEDIÇÃO DO ESPAÇAMENTO INTERDENDRÍTICO SECUNDÁRIO ... 62
5 RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 65
5.1.1 Variáveis térmicas e espaçamentos interdendríticos secundários. .... 65
5.1.2 Comparação dos resultados com modelos. ... 73
5.2 ANÁLISE MICROESTRUTURAL ... 77
5.2.1 Dendritas (Al-α) ... 77
5.2.2 Silício eutético ... 81
5.3 PROPRIEDADES MECÂNICAS ... 87
6 CONCLUSÕES ... 91
7 SUGESTÔES PARA TRABALHOS FUTUROS ... 92
1 INTRODUÇÃO
As ligas alumínio-silício fazem parte de uma classe de materiais que constituem uma parcela significativa de peças fundidas utilizadas, principalmente, nas indústrias automotivas e aeroespaciais. Isto ocorre devido ao efeito do silício na melhorias das propriedades mecânicas, combinado com outros benefícios como boa resistência à corrosão, fluidez e baixa densidade. De forma geral, os teores ideais de silício podem ser atribuídos ao processo de fundição, por exemplo, 5 a 7% em peso para fundição em moldes de areia, 7 a 9%p para moldes permanentes e 8 a 12%p para fundição sob pressão (SHABESTARI e MOEMENI, 2004; ROOY, 1988).
Durante o processo de solidificação de ligas, são formadas diversas microestruturas, porém, de forma geral, estas microestruturas podem ser classificadas em dois grupos básicos: células/dendritas e eutético. O crescimento dendrítico é o mecanismo de cristalização mais comum em metais, e a sua morfologia consiste em um arranjo de dendritas com braços ramificados. O soluto, que é redistribuído de acordo com a diferença de solubilidade entre as fases líquido e sólido, promove a microsegregação entre os braços dendríticos primários e secundários. O arranjo de dendritas, assim como a segregação de elementos, produzem um grande efeito na homogeneização e propriedades mecânicas de ligas solidificadas (HUNT, 1979; KURZ e FISHER, 1981; ROCHA et al., 2002).
Sabe-se que a velocidade de formação da fase sólida, gradientes térmicos e taxas de resfriamento são exemplos de variáveis de processo que influenciam diretamente os parâmetros microestruturais. Para controlar estes parâmetros, é de extrema importância o desenvolvimento de coquilhas que possibilitem o estudo da solidificação sob condições controladas. Para isto são utilizados, com muita frequência, moldes que promovem a solidificação direcional, pois estes permitem simplificar fenômenos físicos como, por exemplo, a transferência de calor metal/molde (SANTOS, et. al., 2001).
Diversos trabalhos de solidificação direcional têm sido realizados com o objetivo de caracterizar os espaçamentos interdendríticos primários (λ1) e secundários (λ2) em
função da composição química da liga e variáveis térmicas como velocidade da frente de solidificação (VL), tempo de solidificação local (tsl) e taxa de resfriamento (𝑇̇) para
diversas ligas binárias, comparando posteriormente os resultados com modelos teóricos (ROCHA, et al., 2002; ROCHA, et al., 2003; PERES, 2004; OSORIO, 2006). A correlação destes parâmetros permite o melhor entendimento das condições de solidificação necessárias para a obtenção das melhores propriedades mecânicas para uma liga.
Outra prática comum com o objetivo de melhorar as propriedades mecânicas de ligas metálicas, é a adição de inoculantes no metal líquido com o intuito de reduzir o tamanho de grão ou promover a modificação da morfologia da fase eutética. No caso das ligas Al-Si, é muito comum a utilização de elementos do tipo Ti-B como refinador de grãos e Sr como modificador do silício eutético.
Prasada Rao et al., (2007) realizaram um estudo da solidificação da liga comercial A356 com adições de Sr e Sb como modificadores do Si eutético e Al-Ti-C como refinadores de grãos. Os autores obtiveram os melhores resultados com a utilização combinada de elementos refinadores de grãos e modificadores. Diversos outros trabalhos têm sido realizados nos últimos anos para avaliar a adição de diferentes inoculantes combinadas com diferentes taxas de resfriamento para diversas ligas de alumínio (ZHAO, et al., 2013; ZHANG et al., 2008; MARTINEZ, et al., 2005, YANG et al., 2006; MALLAPUR, et al., 2011; SUN, et al., 2012)
2 OBJETIVOS
2.1 OBJETIVOS GERAIS
O objetivo deste trabalho é analisar o efeito das variáveis térmicas e da adição de inoculantes sobre a microestrutura e propriedades mecânicas da liga comercial A356 solidificada de forma controlada.
2.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS
Produzir um molde para a realização da solidificação controlada da liga a ser estudada.
Correlacionar os experimentos de solidificação monitorando as temperaturas durante o resfriamento em diferentes posições no interior do molde.
Relacionar a microestrutura final com variáveis térmicas em cada posição.
Comparar os valores de espaçamentos interdendríticos secundários em função de variáveis térmicas obtidas experimentalmente com modelos propostos na literatura.
Analisar a relação entre as microestruturas finais, taxas de resfriamento e propriedades mecânicas da liga.
Analisar o efeito do refinador de grão Al-Ti-B e do modificador Al-Sr na microestrutura e propriedades mecânicas da liga.
3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
3.1 LIGAS AL-SI
As ligas do sistema Al-Si, são amplamente utilizadas como ligas para fundição, como por exemplo, para produção de pistões para motores de automóveis e aviões, mas também encontram algumas aplicações como produtos trabalhados, como metais de adição para soldagem. São muito usadas, principalmente pela combinação de suas boas propriedades mecânicas, resistência à corrosão, usinabilidade, resistência a trincas a quente, fluidez e soldabilidade.
O amplo uso das ligas Al-Si em aplicações nas quais a qualidade da estrutura resultante da solidificação é tão importante, está relacionado com as características que o seu principal elemento de liga, o silício, confere às ligas de alumínio. Devido ao fato da densidade do silício ser de apenas 2,3g/cm³, quando este é adicionado ao alumínio reduz a densidade final da liga (GOMES e BRESCIANI, 1976).
A obtenção das melhores combinações de propriedades mecânicas depende do controle de alguns fatores envolvidos no tratamento do metal líquido e durante a solidificação. Dentre estes fatores estão: velocidade de solidificação, teor de hidrogênio dissolvido, adição de modificadores do eutético, adição de elementos refinadores de grão e também tratamentos térmicos (SIGWORTH, 1984).
Como pode ser visto no diagrama de fases Al-Si na Figura 1, este sistema binário apresenta um eutético simples na temperatura de 577°C e em uma composição química correspondente a 12,2% em peso de Si. As ligas Al-Si podem ser divididas em três grupos de acordo com o seu percentual de Si: ligas hipoeutéticas com percentual em peso de 7 a 11% de Si, ligas eutéticas entre 11 e 13% de Si e ligas hipereutéticas entre 14 e 20% de Si aproximadamente, sendo as mais importantes pertencentes ao grupo das hipoeutéticas (HATCH, 1984). A Figura 2 apresenta a influência do teor de silício nas propriedades mecânicas de ligas Al-Si.
Figura 1. Diagrama de fases Al-Si.
Fonte: ZOLOTOREVSKY e BELOV, 2007.
Figura 2. Influência do teor de silício nas propriedades mecânicas de ligas Al-Si.
Fonte: MONDOLFO, 1976. %Si em peso A lon g a m e n to ( % ) L im . d e e s c o a m e n to e li m. d e re s is tê n c ia . (M N /m ²) D u re z a v ic k e rs (M N /m ²) %Si em peso
3.1.1 A liga A356
A liga A356 encontra-se na classificação de ligas hipoeutéticas e é uma das mais utilizadas na indústria por apresentar uma das melhores combinações de propriedades mecânicas dentre as ligas de Al fundidas. As boas propriedades dessa liga, são de interesse especial para aplicações automotivas, aeroespaciais e militares.
O silício é importante nessas ligas por aumentar a fluidez, a fundibilidade, a resistência mecânica e a resistência a trincas de solidificação. O magnésio forma partículas de Mg2Si precipitadas na matriz, que conferem ao material dureza e resistência após
tratamento térmico. O cobre e o ferro são impurezas que devem ser controladas, sendo que o cobre e o ferro formam intermetálicos que fragilizam o material.
Além dos elementos de ligas comumente encontrados nas ligas A356, é comum realizar a adição de pequenas quantidades de elementos modificadores para alterar a morfologia de crescimento do silício da liga, e também titânio ou titânio e boro para refinar a microestrutura.
Segundo Backerud et al. (1991), a sequência de transformações de fases durante a solidificação da liga hipoeutética A356 ocorre de acordo com a Tabela 1 abaixo:
Tabela 1. Sequência de fases durante a solidificação da liga A356.
N° Reação Temperatura(°C) 1 L → dendritas da fase α 615 2a L → α + Si 575 2b L → α + Al5FeSi 575 3a L → α + Si + Al5FeSi 567 3b L + Al5FeSi → α + Si + Al8Mg3FeSi6 567 4 L → α + Mg2Si + Si 555 5 L → α + Si + Mg2Si + Al8Mg3FeSi6 554 Fonte: BACKERUD, 1991.
Portanto, de solidificação das ligas Al-Si hipoeutéticas ocorre em dois estágios principais: formação da fase primária de alumínio (fase α) que cresce em formato dendrítico até que o líquido presente nas regiões interdendríticas atinja a composição
eutética. Após esta etapa, ocorrem as reações eutéticas. A reação eutética principal é a reação binária Al-Si, seguida de uma quantidade relativamente pequena de reações eutéticas secundárias e ternárias, dependendo da quantidade de elementos de liga e impurezas presentes.
3.2 SOLIDIFICAÇÃO DE METAIS E LIGAS
Os processos de solidificação são transformações de fases que ocorrem em etapas sucessivas: a nucleação seguida do crescimento da nova fase a partir da fase anterior. Na solidificação, a nucleação envolve a formação de pequenos núcleos cristalinos envolvidos pela fase líquida. A formação destes núcleos está diretamente relacionada com os aspectos termodinâmicos e as condições cinéticas da transformação. Denomina-se nucleação homogênea quando o núcleo é formado no interior do líquido sem a interferência de agentes externos ao sistema líquido/sólido. Quando existem contribuições energéticas de agentes externos como impurezas, inclusões, parede do molde, inoculantes, denomina-se nucleação heterogênea.
Em condições de equilíbrio termodinâmico, uma substância pura pode existir tanto na forma sólida cristalina quanto na forma líquida em uma mesma temperatura. Essa temperatura é definida como ponto de fusão da substância e é o único ponto em que os dois estados podem coexistir em equilíbrio. A Figura 3 mostra esquematicamente como é a evolução da temperatura em função do tempo para um metal puro em processo de solidificação.
Figura 3. Curva de resfriamento de um metal puro com super-aquecimento.
3.2.1 Super-resfriamento e super-resfriamento constitucional
No caso de ligas, assume-se que o ponto de fusão da mesma é a temperatura na qual não existirá nenhuma fração de sólido. Porém na prática, conforme for as condições de solidificação a liga poderá ser resfriada até temperaturas inferiores sem a formação do sólido e nesta situação temos a liga superesfriada. O super-resfriamento pode ser dado pela seguinte equação:
∆𝑇𝑟 = 𝑇𝑓− 𝑇𝑟 (1)
Em que
∆𝑇
𝑟 é o super-resfriamento,𝑇
𝑓 é a temperatura de fusão da liga e𝑇
𝑟 é a temperatura que o líquido atingiu sem se solidificar. Na Figura 4(a) observa-se esquematicamente o comportamento da temperatura da liga em função do tempo. As condições de solidificação impostas fazem com que a liga atinja uma temperatura𝑇
𝑟 que por sua vez é inferior a temperatura de fusão da mesma. Ou seja, o líquido encontra-se super-resfriado já que ainda não foi formado o sólido. No entanto, após esta etapa de super-resfriamento a liga começa a perder calor para o molde e na transformação do líquido para sólido tem-se a liberação do calor latente e desta forma o líquido remanescente aquece novamente até atingir-se a temperatura de fusão. Se a quantidade de líquido for pouca, pode acontecer de o calor latente liberado não ser o suficiente para elevar a temperatura de volta ao ponto de fusão conforme mostra a Figura 4(b). No caso de materiais que formam sólidos amorfos, como não existe uma mudança na ordenação atômica durante a solidificação, não há liberação de calor latente e a curva de resfriamento corresponde a indicada na Figura 4(c).Figura 4. (a) Elemento puro com super-resfriamento nítido; (b) Super-resfriamento sem retorno ao ponto de fusão; (c) Sólido amorfo.
Fonte: Adaptado de GARCIA, 2007.
O super-resfriamento é um condicionamento que pode ser imposto a uma liga durante um processo de solidificação. Quanto maior for a capacidade do molde extrair calor do metal líquido maior será o super-resfriamento imposto. No entanto a condição máxima de super-resfriamento é quando uma amostra de um metal ou liga é subdividida em pequenas gotas. Neste caso devido à grande área superficial por unidade de volume tem-se o valor máximo possível dado pela equação (2).
𝛿𝑇 ≅ 0,2𝑇𝑓 (2)
O super-resfriamento imposto em um processo de solidificação é de grande importância pois através deste parâmetro podemos determinar a quantidade de núcleos “I” em [núcleos/cm3.s] que surgem na fase líquida durante um processo de
solidificação dado por:
𝐼 = (𝑁𝑘𝑇 ℎ ) 𝑒
(−𝑄𝑘𝑇) (3)
Em que N é o número de átomos por núcleo, k é a constante de Boltzman[cal/K], T é a temperatura de nucleação em [K], h é a constante de Planck[cal.s]; Q é a energia de ativação [cal].
Outro aspecto importante durante os processos de solidificação é o resfriamento constitucional. O resfriamento constitucional diferente do
super-resfriamento ocorre devido a variações locais na composição química do material, devido a redistribuição do soluto. A variação na composição química gera uma variação na temperatura líquidus (TL) nas microrregiões onde está se processando a
solidificação. O crescimento da fase que está se solidificando expulsa os átomos de soluto para o líquido e sua concentração fica em excesso na frente de solidificação reduzindo o ponto de fusão do líquido localmente e sob esta condição, dependendo do gradiente térmico imposto teremos o líquido super-resfriado. Por isso, neste caso, denomina-se líquido super-resfriado constitucionalmente já que é devido a variações constitucionais do líquido. Considerando uma liga binária o ponto de fusão de uma porção de líquido super-resfriado constitucionalmente poderá ser dado por:
𝑇𝐿 = 𝑇𝐹− 𝑚𝐶 (4)
Em que,
𝑇
𝐹 é a temperatura de fusão do metal base puro,𝑚
é a inclinação da linha líquidus do diagrama de fases da liga binária e𝐶
é a concentração de soluto.3.2.2 Interfaces de solidificação
Após a nucleação, o crescimento do núcleo sólido pode ocorrer de maneiras diferentes dependendo da estrutura da interface sólido/líquido. (CAMPOS FILHO, 1978; GARCIA, 2007). Segundo Campos Filho (1978), quando um núcleo sólido cresce durante a solidificação, a interface formada poderá ser do tipo difusa ou facetada conforme ilustrado na Figura 5.
Figura 5. Interfaces durante o processo de solidificação. (a) interface difusa; (b) interface facetada.
Fonte: Adaptado de CAMPOS FILHO, 1978. ~ 50 ÁTOMOS SÓLIDO LÍQUIDO ~ 5ÁTOMOS SÓLIDO LÍQUIDO (a) (b)
A interface difusa é típica dos metais e se caracteriza pela formação de uma interface líquido/sólido com regiões mistas regulares e irregulares que se estabiliza com uma espessura de aproximadamente 50 átomos. Já a interface facetada é típica dos cerâmicos e se caracteriza pela formação de uma interface líquido/sólido nítida que se estabiliza com uma espessura de aproximadamente 5 átomos (JACKSON et al., 1967; CAMPOS FILHO, 1978).
Termodinamicamente, os dois tipos de interface podem ser explicados pela equação que relaciona a energia livre de formação da interface com a proporção de átomos ordenados que a constituem (JACKSON et. al., 1967):
𝛿𝐹𝑖
𝑁𝑘𝑇𝐸 = 𝑎𝑥(1 − 𝑥) + 𝑥𝑙𝑛𝑥 + (1 − 𝑥) 𝑙𝑛(1 − 𝑥) (5)
Em que,
𝛿𝐹
𝑖é a variação de energia livre da interface,𝑁
é o número de sítios que podem ser ocupados por átomos ordenados,𝑘
é a constante de Boltzman = 3,3x1024[cal/K],
𝑇
𝐸 é a temperatura de equilíbrio que no caso é a temperatura de fusão do metal,𝑥
é a proporção de átomos ordenados na interface e a constante𝑎
pode ser determinada pela equação:𝛼 = 𝛿𝑆𝑖
𝑅 𝜉 (6)
Em que,
𝛿𝑆
𝑖 é a variação de entropia da interface,𝑅
é a constante universal dos gases e a constante𝜉
varia entre 0,5 e 1 e representa a fração da energia total de ligação que liga um átomo na camada paralela à face do plano de outro átomo na camada.Figura 6. Energia livre de interface em função da fração de sítios “x” ocupados, para diferentes valores de α.
Fonte: Adaptado de JACKSON et al, 1967.
O valor de
𝛼
é menor que dois para os metais, entre dois e quatro para os semicondutores e maior do que quatro para os cerâmicos. Conforme mostra a Figura 6, Jackson et al. (1967) explicam que quando𝛼
é inferior a dois, a energia livre mínima ocorre quando aproximadamente 50% dos sítios estão ocupados por átomos favorecendo a formação de uma interface difusa. Quando𝛼
é superior a dois, a energia livre mínima ocorre em dois pontos: para frações muito pequenas inferiores a 10% e para frações grandes superiores a 90% existindo, assim, a possibilidade da formação de uma interface facetada.3.2.3 Morfologias celulares e dendríticas
Quando existem zonas de super-resfriamento constitucional durante a solidificação de ligas, o gradiente de energia livre à frente da interface é negativo tornando a sua morfologia instável. Ocorre então a formação de protuberâncias que se projetam a partir da interface líquido/sólido no líquido super-resfriado. Durante o crescimento destas protuberâncias, o soluto é rejeitado tanto longitudinalmente quanto lateralmente à frente da interface provocando um aumento na concentração de soluto nestas regiões laterais maior do que no restante do líquido. Isto faz com que estas
-0,5 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 0 0,5 1
d
Fi
, c
al/m
ol
fração de sítios ordenados "x"
a=1 0 a=4 a=3 a=2 a=1 facetada difusa
protuberâncias cresçam de forma estável e ao conjunto de protuberâncias é dado o nome de estrutura celular (GARCIA, 2007).
O crescimento de células regulares ocorre a velocidades baixas na direção da extração de calor, porém se o gradiente de temperatura no líquido for reduzido e a velocidade aumentada as células modificam suas características e o crescimento passa a ser desviado para a direção cristalográfica preferencial do material. Ao mesmo tempo, a seção transversal da célula também começa a desviar do formato circular original também devido aos efeitos de natureza cristalográfica. Quando a velocidade de crescimento é aumentada ainda mais, começam a surgir ramificações laterais ou braços secundários que definem esta estrutura como dendrítica. A Figura 7 apresenta a mudança na morfologia de uma estrutura celular para dendrítica esquematicamente (GARCIA, 2007).
Figura 7. Mudança morfologica a medidad que a velocidade aumenta: (a) crescimento regular em baixas velocidades; (b) crescimento celular com alteração na direção de crescimento; (c) transição celular-dendrítica; (d) crescimento dendrítico com início de formação de instabilidades laterais.
Fonte: GARCIA, 2007.
Normalmente as ligas metálicas podem ter um crescimento com morfologia do tipo dendrítica ou celular. Estas microestruturas normalmente são caracterizadas pelo espaçamento intercelular ou interdendrítico como representado esquematicamente pela Figura 8.
Figura 8. Representação esquemática dos espaçamentos intercelulares e interdendríticos.
Fonte: Adaptado de SPINELLI et al., 2012.
Portanto, a presença de um gradiente de energia livre negativo a frente da interface de solidificação, tornará a mesma morfologicamente instável, com perturbações na sua forma. Para baixos graus de super-resfriamento desenvolve-se uma interface celular conforme é mostrado na Figura 9(a). A medida que o grau de super-resfriamento aumenta, as superfícies das células vão-se estendendo e, envetualmente, ramificam-se para formar dendritas, como as apresentadas na Figura 9(b).
Figura 9. Relações experimentais entre o limite de resistência com (a) o espaçamento entre células “λc” para ligas Al-Fe e (b) o espaçamento interdenditicco “λ1” para ligas de Al-Sn.
Fonte: SPINELLI et al., 2012.
A transição da morfologia de células a dendritas celulares ainda não são bem estabelecidos de forma clara. No entanto a sequência global pode ser esquematizada da seguinte forma: (i) sem resfriamento → inteface planar; (ii) com super-resfriamento → protuberâncias na interface; (iii) aumentando-se o super-super-resfriamento → células alongadas → células interrompidas → dendritas.
L im ite d e re s is tê n c ia a t ra ç ã o ( σu ) [ M Pa ] L im ite d e re s is tê n c ia a t ra ç ã o ( σ u ) [ M Pa ] λc [µm] λ1 [µm] Experimental – Al-0,5%pFe Experimental – Al-1,0%pFe Experimental – Al-1,5%pFe Experimental – Al-15%pSn Experimental – Al-20%pSn Experimental – Al-30%pSn
3.2.4 Transferência de calor na solidificação
Na prática, durante a solidificação de metais e ligas, a transferência de calor ocorre em regime transiente e é de grande importância conhecer os mecanismos que controlam este transporte entre a interface metal/molde. A Figura 10 apresenta um esquema de como ocorre a transferência de calor durante a solidificação em um molde ou coquilha.
Figura 10. Representação esquemática dos modos de transferência de calor durante a solidificação.
Fonte: GARCIA, 2007.
Em processos de lingotamento ou fundição, a utilização de diferentes tipos de moldes permite que alguns destes modos de transferência de calor sejam desprezados. Por exemplo, é possível desenvolver moldes metálicos que absorvam todo o calor transferido durante a solidificação possibilitando desprezar a troca de calor com o meio ambiente. Existem também os moldes refrigerados que mantêm a temperatura externa constante devido a ação do líquido de refrigeração.
Quando o material líquido é vazado para o interior do molde, entra em contato com as paredes internas do mesmo, e nesta interface de contato metal/molde existirá uma resistência térmica de contato. Este contato não ocorre perfeitamente conforme representado na Figura 11(a) devido a diversos fatores como: rugosidade interna do molde, afinidade físico-química entre o material do molde e o metal líquido, contração
de solidificação. Com o objetivo de simplificar a análise da transferência de calor entre superfícies de contato, Newton admitiu que estas superfícies fossem planas e paralelas separadas com uma distância “e”, sendo este espaço preenchido por um gás como representado na Figura 11(b).
Figura 11. (a)Interface metal/molde; (b) Modelo equivalente de Newton.
Fonte: GARCIA, 2007.
Este é o chamado modelo equivalente de Newton e o fluxo de calor nesta interface pode ser calculado pela equação:
𝑞 = ℎ𝑖(𝑇𝑖𝑐− 𝑇𝑖𝑚) (7)
ou
ℎ𝑖 = 𝑞
(𝑇𝑖𝑐− 𝑇𝑖𝑚) (8)
Em que 𝑇𝑖𝑐 e 𝑇im são as temperaturas da superfície do metal e do molde
respectivamente, ℎ𝑖 é o coeficiente de transferência de calor metal/molde. a)
Durante as duas últimas décadas, foram desenvolvidos modelos analíticos com o objetivo de simular a transferência de calor entre metal e molde, porém algumas incertezas precisam ser eliminadas para que estes modelos representem com precisão os processos práticos em indústrias de fundição. O coeficiente de transferência de calor metal/molde é uma destas incertezas. O modo como o calor flui através do metal e do molde afeta diretamente a evolução da solidificação.
Santos et. al. (2000) analisaram a evolução do coeficiente de transferência de calor entre o molde e o meio ambiente e também entre o molde e o metal líquido em um sistema de solidificação direcional horizontal. Com a utilização de termopares posicionados no molde e no metal, os autores utilizaram um método baseado em diferenças finitas que confrontam resultados medidos experimentalmente com resultados teóricos gerando uma função que melhor se ajusta aos dois resultados.
3.2.5 Parâmetros térmicos na solidificação em condições de fluxo de calor transiente
Conforme dito anteriormente, as propriedades mecânicas de uma peça solidificada estão diretamente relacionadas com a microestrutura formada ao final do processo de solidificação. Esta microestrutura, por sua vez, é fortemente influenciada pelos parâmetros térmicos de solidificação. Dentre estes parâmetros destacam-se: Tempo solidificação local (tSL)[s], velocidade de avanço da frente de solidificação (VL)[mm/s],
gradiente térmico local (GL)[°C/mm] e taxa de resfriamento (Ṫ)[°C/s].
Quando a solidificação ocorre em regime estacionário, os valores de VL e GL são
controlados independentemente. Por outro lado, em condições transientes de transferência de calor, esses parâmetros térmicos são interdependentes, portanto não podem ser controlados e variam continuamente ao longo do tempo (SILVA, 2006).
O tempo de solidificação local (tSL) corresponde ao tempo no instante que a isoterma liquidus passa por um determinado ponto “P” do metal durante a solidificação. A função experimental P=f(tSL) correlaciona a posição da linha liquidus no ponto “P” com
o tempo de solidificação local (tSL) em um processo de solidificação direcional. A derivada desta função resulta na expressão da velocidade de deslocamento da interface sólido/líquido, também chamada de velocidade de avanço da frente de solidificação (“VL”) ou ainda velocidade de avanço da linha liquidus e está apresentada
na equação (9). Ao longo do processo, ocorre a diminuição de “VL” para as posições
mais afastadas da superfície de extração de calor. Tal fato pode ser explicado devido ao crescente aumento da resistência térmica da camada solidificada com a evolução do processo de solidificação (SILVA, 2006).
𝑉𝐿 =
𝑑𝑃
𝑑𝑡𝑆𝐿 (9)
Em que 𝑉𝐿 é a velocidade de avanço da frente de solidificação [mm/s], 𝑑𝑃 é o deslocamento da frente de solidificação [mm], e 𝑑𝑡𝑆𝐿 é o intervalo de tempo que a
frente de solidificação se deslocou [s].
O gradiente térmico local é a diferença de temperatura que existe entre a interface já solidificada e o metal líquido imediatamente a frente dessa interface. A existência de elevados gradientes térmicos favorece a formação de grão colunares. Sua determinação experimental pode ser feita através da diferença de temperatura, entre dois determinados pontos, de acordo com a equação (10). Os gradientes térmicos na frente de solidificação também vão reduzindo para posições mais afastadas da superfície de extração de calor.
𝐺𝑇𝐿 =
𝑑𝑇 𝑑𝑃= 𝑉𝐿
𝐿𝜌
𝑘 (10)
Em que 𝐺𝑇𝐿 é o gradiente térmico local [°C/mm], 𝑑𝑇 é a variação de temperatura [°C],
𝐿 é o calor latente de transformação [J/kg] , 𝜌 é a massa específica do metal [kg/m³] e 𝑘 é a condutividade térmica do metal [W/mK].
A taxa de resfriamento remete a diminuição da temperatura em função do tempo, ou seja, quanto calor está sendo extraído do material em um determinado instante. Ela pode ser determinada pelo produto da velocidade de solidificação com o gradiente térmico local, equação (11) (GARCIA, 2007).
𝑇̇ = 𝑉𝐿𝐺𝑇𝐿 = 𝑉𝐿2
𝐿𝜌
𝑘 (11)
Em que 𝑇̇ é a taxa de resfriamento da frente de solidificação [°C/s]
3.2.6 Aparatos experimentais para estudos de solidificação direcional.
Em estudos recentes de solidificação de diversas ligas, diversos autores têm focado em analisar a relação entre espaçamentos interdendríticos, variáveis térmicas de solidificação, propriedades mecânicas e até mesmo resistência a corrosão de diversas ligas binárias. Para a realização destes estudos, são utilizados dispositivos de solidificação direcional que facilitam o controle experimental e simplificam modelamentos matemáticos para a estimativa das variáveis citadas. Os tipos mais comuns de dispositivos de solidificação direcional são: sistema vertical descendente, sistema horizontal e sistema vertical ascendente. A Figura 12 apresenta o dispositivo de solidificação direcional descendente utilizado no trabalho de Spinelli et al, 2004 em que o autor avaliou a influência da convecção do metal líquido na transição colunar-equiaxial de ligas Sn-Pb. Neste dispositivo, a transferência de calor ocorre do metal para a câmara de refrigeração a água localizada na parte superior da lingoteira. Nesta configuração, o metal solidifica no mesmo sentido da ação da gravidade, tendendo a se afastar do contato com o sistema de refrigeração. Isto faz com que ocorra um aumento da resistência à transferência de calor. Neste tipo de dispositivo ocorre um movimento convectivo do metal líquido devido à diferença de temperatura entre o topo e a base do lingote.
Figura 12. Representação esquematica de um dispositivo de solidificação direcional descendente: (1) sistema de aquisição de dados, (2) material refratário, (3) resistências elétricas, (4) lingoteira de aço inox, (5) termopares, (6) registrador de dados, (7) câmara de refrigeração, (8) rotâmetro, (9) metal líquido, (10) controle de temperatura do forno.
Fonte: Adaptado de SPINELLI et al., 2004.
A Figura 13 representa um dispositivo de solidificação direcional horizontal. Nesta configuração, a lingoteira tem os seus lados isolados termicamente, com exceção de um lado onde a transferência de calor ocorre horizontalmente através de um bloco metálico. Neste caso, também ocorre a influência de movimentos convectivos, pois o metal fundido deve ser vertido através de um canal de vazamento. A vantagem deste dispositivo é a relativa facilidade de construção do aparato experimental.
Osório et al. (2006) utilizaram este dispositivo para avaliar o efeito dos espaçamentos interdendríticos nas propriedades mecânicas das ligas Al9p%Si e Zn27p%Al. Através da utilização de modelos matemáticos, os autores conseguiram simular o coeficiente de transferência de calor entre o metal líquido e o molde.
Figura 13. Representação esquemática de um dispositivo de solidificação unidirecional horizontal
Fonte: GOULART et al., 2005.
Figura 14. Curvas de resfriamento experimentais comparadas com simulações numéricas para as ligas (a) Al 9%pSi e (b) Zn 27 %pAl; (c) e (d) coeficientes de transferência de calor metal/molde (hi).
Fonte: OSÓRIO et al., 2006.
As Figura 14(a) e (b) mostram os resultados das curvas temperatura x tempo para as duas ligas comparando com os resultados das simulações. As Figura 14(c) e (d)
Tempo (s) Tempo (s) Tempo (s) Tempo (s) T e m p e ra tu ra (°C) T e m p e ra tu ra (°C)
Metal-13mm da interface metal/molde. Simulação
Molde-3mm da interface metal/molde. Molde-3mm da interface metal/molde. Metal-13mm da interface metal/molde.
apresentam as funções obtidas para os coeficientes de transferência de calor em regime transiente para as duas ligas.
A Figura 15 representa um dispositivo de solidificação direcional ascendente. Observa-se que nesta configuração, o sistema de resfriamento se encontra na base da lingoteira, sendo assim, o metal solidifica no sentido contrário ao da ação da gravidade. Isto favorece o contato entre o metal e a superfície do sistema de refrigeração fazendo com que o coeficiente de transferência de calor seja maior e mais constante quando comparados aos sistemas mencionados anteriormente.
Figura 15. Representação esquemática de um dispositivo de solidificação unidirecional ascendente. 1) Rotâmetro; 2) Chapa em aço inox; 3) Termopares; 4) Computador; 5) Data logger; 6) Metal fundido; 7) Molde; 8) Controlador de temperatura; 9) Resistências elétricas; 10) Material refratário.
Fonte: SPINELLI et al., 2012.
Este tipo de dispositivo foi utilizado em diversos trabalhos como o de Peres et al. (2004) para a análise da evolução macroestrutural e microestrutural de ligas Al-Si durante a solidificação direcional.
3.2.7 Espaçamentos interdendríticos
Vários trabalhos mostram o efeito da microestrutura, em especial o espaçamento interdendrítico, sobre as propriedades mecânicas de diversas ligas (OSÓRIO, 2005; DONELAN, 2000; SIENIAWSKI, 1997; QUARESMA, 2000). Segundo estes autores, o tamanho das dendritas pode ter mais importância do que o tamanho de grão para a estimativa das propriedades mecânicas.
Durante o processo de solidificação, o aumento do gradiente térmico e da taxa de resfriamento favorecem a formação de dendritas menores e consequentemente uma microestrutura mais refinada. A redução do espaçemento interdendrítico secundário resulta em uma distribuição mais homogênea de elementos de liga e menores distâncias de segregação (FRANKE M.M. et. al., 2010). Isto ocorre porque o soluto é inicialmente rejeitado para a região interdendrítica líquida e em seguida difunde de volta para o braço dendrítico sólido. Este processo de difusão do soluto é dificultado com o crescimento dos braços dendríticos secundários.
O espaçamento interdendrítico secundário também pode ser correlacionado com microporosidades, já que ambos os parâmetros estão relacionados com o tempo de solidificação local (MINICHMAYR; EICHSLEDER, 2003). Portanto, quando a solidificação ocorre com altas taxas de resfriamento e gradientes térmicos, maior a tendência da liga apresentar melhor resistência à fadiga devido a menor formação de microporosidades.
Na prática, a utilização de modelos que permitem a correlação entre limite de resistência, limite de escoamento, espaçamentos interdendríticos e variáveis de processo de solidificação são de grande utilidade para as indústrias de fundição.
As Figura 16(a) e (b) mostram que os espaçamentos interdendríticos secundários aumentam quanto maior a distância da interface metal/molde. Isto significa que quanto maior a taxa de resfriamento, menores serão os espaçamentos interdendríticos secundários. Para as duas ligas foi observado que quanto menor os espaçamentos
interdendríticos secundários, obteve-se maiores valores de limite de resistência à tração e maiores valores do alongamento percentual. Para a liga Zn-Al houve um aumento significativo na tensão de escoamento o que não ocorreu para a liga Al-Si. Também foi observado que os espaçamentos interdendríticos secundários tiveram uma influência mais significativa nas propriedades mecânicas da liga Zn 27%pAl do que na liga Al 9%pSi conforme pode ser observado nas Figura 17(a) e (b).
Figura 16. Espaçamento interdendrítico secundário em função da distância da interface metal/molde para as ligas (a) Al 9%pSi e (b) Zn 27%pAl.
Fonte: OSÓRIO et. al., 2006.
Figura 17. Limite de resistência a tração (LRT), tensão de escoamento e alongamento percentual em função do espaçamento interdedndrítico secundário para as ligas (a) Al 9%pSi e (b) Zn 27%pAl.
Fonte: OSÓRIO et. al., 2006.
Dados experimentais Al9%pSi Equação
Dados experimentais Zn27%pAl Equação
Posição a partir da interface metal/molde (P)[mm] Posição a partir da interface metal/molde (P)[mm]
E s p a ç a m e n to int e rd e n d rí tic o s e c u n d á rio (λ2 )[ µ m] E s p a ç a m e n to int e rd e n d rí tic o s e c u n d á rio (λ2 )[ µ m] Alonga m ent o (δ )[ % ] Alonga m ent o (δ )[ % ] Es c oa m e nt o/ LR T ( σ )[ M P a] Es c oa m e nt o/ LR T ( σ )[ M P a] Al9%pSi Zn27%pAl
3.2.8 Modelos para a estimativa de espaçamentos intercelulares e interdendríticos.
Hunt e Lu (1996) propuseram um modelo numérico para prever o crescimento celular em sistemas simétricos. O modelo estima o transporte de soluto no líquido utilizando o método das diferenças finitas podendo ser utilizado em regime estacionário e também em regime transiente. O fluxo de calor também está incluído no modelo considerando-se um perfil de temperatura linear, calor latente constante e a diferença de condutividade térmica entre as duas fases são desprezados. A energia superficial e a anisotropia da interface líquido/sólido também são incorporadas ao modelo. A equação (13) permite calcular o espaçamento intercelular:
𝜆𝐶 = 8,18𝑘0−0,745(𝛤 𝛥𝑇)
0,41
𝐷0,59𝑉
𝐿−0,59 (12)
Em que
𝜆
𝐶 é o espaçamento intercelular,Γ
é o coeficiente de Gibbs-Thomson,𝑘
0 é o coeficiente de partição,𝐷
é a difusividade do soluto no líquido,Δ𝑇
é a diferença entre as temperaturas de equilíbrio liquidus e solidus e𝑉
𝐿 é a velocidade de deslocamento da isoterma liquidus ou velocidade de avanço da frente de solidificação.Diversos estudos de solidificação têm sido desenvolvidos com o objetivo de caracterizar o espaçamento interdendrítico em circunstâncias práticas envolvendo a solidificação em regime de transferência de calor estacionário e transiente (BOUCHARD e KIRKALDY, 1997). Os casos em que a transferência de calor é transiente são os mais importantes, pois estes abrangem a maioria dos processos industriais de solidificação.
Bouchard e Kirkaldy (1997) propuseram a seguinte equação para o espaçamento interdendrítico primário assumindo-se regime transiente:
𝜆1 = 𝑎1(
16𝐶01/2𝐺0𝜀𝛤𝐷 (1 − 𝑘0)𝑚𝐿𝐺𝐿𝑉𝐿)
1/2
(13)
Em que λ1 é o espaçamento interdendrítico primário, G0 é um parâmetro característico que vale aproximadamente 600 x 6K cm-1, m
L é a inclinação da linha liquidus, GL é o
gradiente térmico junto à isoterma liquidus e a1 é o fator de calibração dos braços dendríticos primários que incorpora algumas incertezas relacionadas ao coeficiente de difusão entre outros.
O espaçamento interdendrítico secundário (λ2) é normalmente expresso em função do
gradiente térmico local (𝐺𝑇𝐿) e velocidade de avanço da frente de solidificação (𝑉𝐿), ou tempo de solidificação local (tSL):
𝜆2 = 𝐶𝑖(𝐺𝑇𝐿𝑉𝐿)−𝑎 (14)
ou
𝜆2 = 𝐾(𝑡𝑆𝐿)𝑎 (15)
Em que 𝐶𝑖 e 𝐾 são constantes e o expoente 𝑎 foi recentemente tabelado para diversos tipos de ligas (BOUCHARD e KIRKALDY, 1997).
Feurer e Wunderlin (1986) e Kirkwood (1985) desenvolveram expressões para o cálculo do espaçamento interdendrítico secundário em função do tempo de solidificação local: 𝜆2 = 𝐾(𝑀𝑡𝑆𝐿)1/3 (16) sendo: 𝑀 = − 𝛤𝐷𝐿 (1 − 𝑘0)𝑚𝐿(𝐶𝐸 − 𝐶0)𝑙𝑛 ( 𝐶𝐸 𝐶0) (17)
e K = 5,5 segundo Feurer e Wunderlin ou K = 5,0 segundo Kirkwood. 𝛤 é o coeficiente de Gibbs-Thomson, 𝐷𝐿 é a difusividade química do soluto no líquido, 𝑘0 é o coeficiente de partição, 𝐶0 a composição química da liga, 𝐶𝐸 a composição eutética e 𝑚𝐿 a
inclinação da linha liquidus.
Bamberger et. al. (1987), também propôs um modelo para o espaçamento interdendrítico secundário durante a solidificação em regime transiente de ligas hipoeutéticas Al-Si em função do tempo de solidificação local:
𝜆2 = 𝐴𝑆𝑖(𝑡𝑆𝐿)0,43 (18)
Em que 𝐴𝑆𝑖 é uma constante tabelada que varia de acordo com o percentual de silício.
Por exemplo, 𝐴𝑆𝑖 = 14 para 5,7 %pSi e 𝐴𝑆𝑖 = 11,5 para 9,7 %pSi.
No trabalho de Goulart et. al. (2006), foi feita uma comparação de resultados experimentais de uma liga Al-5%pSi (Figura 18a) e Al-9%pSi (Figura 18b) com os modelos citados acima.
Observa-se que os resultados experimentais foram coerentes, sendo que para a liga Al-5%pSi as medições ficaram entre os dois modelos, enquanto as medições para a liga Al-9%pSi se comportaram mais de acordo com o modelo de Bamberger.
Figura 18. Dados experimentais e calculados do espaçamento interdendrítico secundário (𝜆2) em função do tempo de solidificação local (𝑡𝑆𝐿).
Fonte: GOULART, et. al., 2006.
Da mesma forma que fizeram para o espaçamento interdendrítico primário, Bouchard e Kirkaldy (1997), desenvolveram uma expressão correlacionando o espaçamento interdendrítico secundário (𝜆2) com 𝑉𝐿, conforme a equação (20).
𝜆2 = 2𝜋𝑎2( 4𝛤 𝐶0(1 − 𝑘0)2𝑇𝐹( 𝐷𝐿 𝑉𝐿) 2 ) 1 3 (19)
Em que . 𝑇𝐹 é a temperatura de fusão do solvente e 𝑎2 é o fator de calibração dos
braços dendríticos secundários que depende da composição química da liga. Segundo os autores, para ligas Al-Si os valores de 𝑎2 variam entre 9 e 18.
Ainda no trabalho de Goulart et. al. (2006) foi feita uma comparação das medições experimentais de espaçamento interdendrítico secundário com o modelo de Bouchard-Kirkaldy considerando 𝑎2 = 9 e 𝑎2 = 18.
Na Figura 19(a) mostra a diferença dos resultados experimentais com o modelo de Bouchard-Kirkaldy sendo 𝑎2 = 9. Já na Figura 19(b) mostra boa correlação quando 𝑎2 = 18 para os experimentos realizados com a solidificação horizontal enquanto os resultados da solidificação vertical foram mais próximos do modelo assumindo 𝑎2 = 9.
Figura 19. (a) Valores de 𝜆2 experimentais e calculados em função de 𝑉𝐿 para as ligas Al 5%pSi e Al-9%pSi. (b) Comparação de 𝜆2 experimentais e calculados em diferentes dispositivos de solidificação.
Fonte: GOULART et. al., 2006.
3.3 EFEITOS DE MODIFICADORES E REFINADORES DE GRÃO EM LIGAS AL- SI.
3.3.1 Crescimento do silício eutético
Acredita-se que o crescimento do silício em forma de placas ocorra na forma de degraus. Esses degraus se formam através de um processo de maclagem de planos e crescem através da interface sólido-líquido. Como os planos de maclas sempre cruzam a interface de solidificação, sempre há locais de crescimento nos quais a solidificação pode ocorrer.
Experimental: solidificação vertical ascendente Experimental: solidificação horizontal Experimental: solidificação vertical ascendente Experimental: solidificação horizontal
Kobayashi e Hogan (1985) sugeriram que a formação de placas de silício ocorre quando dois grupos formados por átomos de silício no formato de um tetraedro, se unem para formar um embrião conforme ilustrado na Figura 20(a). Os átomos de silício se depositam nas superfícies deste embrião formando um núcleo. Neste arranjo, o plano formado entre os tetraedros é um plano de macla {111} (área hachurada na Figura 20(a)). Outros tetraedros podem se unir ao núcleo em crescimento, o que minimiza a sua energia superficial através da formação de outros planos {111} conforme ilustrado na Figura 20(b). A presença de dois ou mais planos de macla {111} gera as condições para o crescimento do silício pelo mecanismo TPRE (“twin plane re-entrant edge”), resultando em uma morfologia em aspecto de placas (MAKHLOUF; GUTHY, 2002).
Figura 20. (a) Tetraedros de silício com plano de macla hachurado. (b) Tetraedro truncado com planos {111}.
Fonte: MAKHLOUF; GUTHY, 2002.
O mecanismo TPRE foi introduzido inicialmente por Hamilton e Seidensticker em 1960 como teoria para explicar o crescimento de dendritas de germânio e foi posteriormente estendido para o crescimento de cristais de silício.
Este mecanismo parte do princípio que cristais de silício em crescimento apresentam seis arestas, cada uma formada pela interseção de dois planos {111} conforme a Figura 21(a). Os planos que formam um ângulo de 141° formam uma depressão ou reentrância no cristal, enquanto os planos que formam um ângulo de 219° geram uma quina. A energia necessária para a deposição de uma nova camada atômica nas regiões de reentrância é menor do que nas regiões de quinas ou na interface plana, sendo assim o cristal continuará crescendo a partir das reentrâncias de 141° até que
o cristal esteja cercado de quinas de ângulo 219° (Figura 21(b)). Porém, se o cristal de silício em crescimento possuir duas maclas ao invés de uma, conforme mostra a Figura 21(c), o crescimento a partir das reentrâncias passará a gerar novas reentrâncias, conforme visto na Figura 21(d), e consequentemente gerando novas regiões de crescimento. A Figura 21(e) apresenta o esquema do cristal de silício após diversas etapas de crescimento e geração de novos degraus (MAKHLOUF; GUTHY, 2002; HAMILTON; SEIDENSTICKER, 1960).
O mecanismo TPRE se baseia na maclagem do plano {111} e no fato de que a frequência de maclas cresce com o aumento da taxa de resfriamento. Portanto, foi proposto que o crescimento do silício de forma fibrosa ao invés de placas grosseiras, ocorre devido a esta facilidade de maclagem do silício e o consequente aparecimento de novas frentes de crescimento (SHAMSUZZOHA; HOGAN, 1985).
Figura 21. Mecanismo TPRE. (a) Cristal com uma macla; (b) Fechamento da macla devido à formação de quinas; (c) Cristal com duas maclas; (d) Formação de novas reentrancias I e II; (e) Crescimento do cristal a partir de novas reentrancias.
Fonte: MAKHLOUF; GUTHY, 2002. Plano de macla
Planos de macla Planos de macla
3.3.2 Modificação do silício eutético
Em 1921, Pacz descobriu acidentalmente a modificação de cristais de Si em ligas Al-Si e também notou que as propriedades mecânicas melhoravam significativamente após o tratamento de banho com fluoretos alcalinos a base de Na. Este procedimento capaz de promover um refinamento das partículas de Si foi denominado “modificação do Si”. Sabe-se que a morfologia do silício sofre uma transição na presença de determinados elementos tais como o Na, o Sr e algumas terras raras. Crosley e Mondolfo (1966), descobriram a relação entre os elementos modificadores e o fósforo. Enquanto o fósforo engrossa as partículas de Si, os modificadores as refinam.
Em 1999 Easton e St John mostraram que a adição de Sr em ligas Al-Si hipoeutéticas resultava na transformação da morfologia das placas grosseiras do Si eutético para uma estrutura fibrosa refinada com grande melhoria nas propriedades mecânicas. Os efeitos do Sr na modificação do Si não são apenas afetados pelas variáveis do processo de modificação, como quantidade de Sr adicionado, temperatura e tempo de tratamento, mas também pelas condições de resfriamento da liga durante a solidificação. Estudos indicam que a taxa de resfriamento durante a solidificação tem influência importante sobre os efeitos de modificação do Sr. Se a liga solidificar com uma baixa taxa de resfriamento, a adição de Sr promove o crescimento colunar das dendritas primárias de Al (SUN, et. al., 2012)
SUN. et al. (2012) analisaram a influência das condições de resfriamento na microestrutura e propriedades mecânicas de uma liga A356. Para isto, realizaram a solidificação da liga em três tipos de moldes de areia (quartzo, alumina e cromita) com paredes de diferentes espessuras.
A Figura 22 apresenta a resistência à tração e o alongamento percentual da liga solidificada de acordo com o tipo de molde utilizado e espessura da parede. Percebe-se que quanto maior for a espessura do molde menores Percebe-serão as propriedades mecânicas da liga. SUN. et al. (2012) afirmam que a taxa de resfriamento está diretamente ligada à ação do Sr na modificação do Si eutético.
O Sr é um elemento de superfície ativa que pode restringir o crescimento do Si eutético. A liga Al-10Sr libera uma grande quantidade de átomos de Sr quando adicionada à liga A356 fundida. O Sr dissolvido é adsorvido na superfície da fase de Si em crescimento, o que restringe o crescimento desta fase. A morfologia do Si eutético é completamente modificada devido ao estado livre dos átomos de Sr fornecidos pela liga Al-10Sr (SUN, et. al., 2012).
A taxa de resfriamento durante a solidificação influencia a liberação do Sr na liga A356. À medida que a taxa de resfriamento diminui, os átomos de Sr dissolvidos podem não ser suficientes e a distância para a difusão entre os átomos de Sr e a superfície do Si pode crescer. Desta forma, o efeito do Sr na modificação do Si é prejudicado (SUN, et. al., 2012).
Figura 22. Influência da espessura da parede e das areias de moldagem nas propriedades mecânicas da liga: (a) resistência à tração, (b) Alongamento
Fonte: SUN et. al., 2012.
Nas Figuras Figura 23, Figura 24 e Figura 25, SUN et al. (2012) mostram que tanto a fase α-Al quanto o Si eutético se tornam mais grosseiros a medida que a taxa de resfriamento diminui. A microestrutura da liga solidificada no molde de mesma composição tende a ser mais grosseira com o aumento da espessura da parede. Além disso, quando o molde é mudado, percebe-se que as microestruturas também modificam mesmo para amostras de mesma espessura.
Areia de quartzo Areia de alumina Areia de cromita Areia de quartzo Areia de alumina Areia de cromita
Espessura da parede [mm] Espessura da parede [mm]
R e s is tê n c ia à t ra ç ã o [ M P a ] A lon g a m e n to [ % ]
Figura 23. Amostras solidificadas em molde de areia de quartzo com paredes de espessura :(a) 32mm; (b) 40mm
Fonte: SUN et al., 2012.
Figura 24. Amostras solidificadas em molde de areia de alumina com paredes de espessura :(a) 32mm; (b) 40mm
Fonte: SUN et al., 2012.
Figura 25. Amostras solidificadas em molde de areia de cromita com paredes de espessura :(a) 32mm; (b) 40mm
