Aula 14: Solidificação do alumínio e suas ligas
- Introdução - Diagrama Al-Si
- Influências dos elementos de liga - Modificação das ligas Al-Si
- Microestruturas e propriedades mecânicas - Mecanismos de endurecimento
Classificação Geral das Ligas de Al
Ligas de
Fundição
Ligas de Conformação
ou Trabalháveis
Boas Propriedades de Fundição
Previsão através de: - Diagramas de Equilibro - Composição Química
Alta ductilidade
Baixa resistência mecânica Solidificação de Ligas de Al
Ligas de Fundição
Tratamentos
Térmicos
Solubilização
Precipitação
(Envelhecimento)
Tratamentos
do Banho
Refino de Grão
Modificação do Si
Refino da Matriz (
α
)
Refinamento e
coalescimento das
partículas de Si
Coalescimento das partículas de
Si e endurecumento por soluto
Formação de precipitados
submicroscópicos (Zonas GP)
Flow chart to Aluminum alloy selection
Elementos de liga primários (major elements): silício (Si) – cobre (Cu) e magnésio (Mg)
Elementos de liga secundários (minor elements): níquel (Ni) e estanho (Sn)
Elementos de modificadores da microestrutura: estrôncio (Sr) - titânio (Ti) – manganês (Mn) – boro (Bo) – cromo (Cr) – fósforo (P) e berílio (Be)
Elementos considerados impurezas: ferro (Fe) – cromo (Cr) e zinco (Zn) Composição Química das Ligas de Alumínio de Fundição:
elementos usualmente presentes
Diagramas de Equilíbrio Importantes
Al – Si
Al – Cu
Reação eutética
⇒
excelente fluidez e
baixa contração na solidificação
Alta solubilidade sólida
⇒
maior resistência
através de tratamentos térmicos
Al – Mg
Ligas de
fundição mais
utilizadas
Ponto Eutético
Si 12,6 %
T = 577
0C
Lα
α
+ L
Al Siα
+
β
β
L +
β
660 1430 T (oC) 577 12,6 Solidificação de Ligas de AlLigas de Fundição
⇒
Si - 5 a 24%
T (oC) Alβ
1430 Lα
Si 660 α+ Si 5770C DIAGRAMA Al-Si LIGAS DE Al PARA FUNDIÇÃO Classificação das ligas Al-Si em função do teor de Si Ligas Hipereutéticas Ligas Hipoeutéticas Solidificação de Ligas de Al Mais utilizadas:- Boas propriedades de fundição - Moderadas propriedades
mecânicas
- Melhores propriedades
mecânicas com adição de outros elementos (Cu, Mg,....) Ex.: 356 – Al7Si0,3Mg 319 – Al6Si3,5Cu Ligas Eutéticas
β
Si Lα
Al T (oC) -Excelentes propriedades de fundição -Fragilidade em função da morfologia do Si -Aplicações especiais (alta resistência aoL α+L α Al
→
%Cu 5,65Cu 33Cu α+ CuAl2 T (0C) 5480C 6600CDiagrama Al-Cu
Maior região de
solubilidade sólida
Ligas aceitam
tratamento de
solubilização
Influência dos Elementos de Liga
Propriedades dos Fundidos
Cr
Reduz tendência a trincas e corrosão sob tensão em ligas AlMgZn
Refinador de grão
Mn
Incrementa a resistência à tração em ligas com Cu ou Si
Refinador de grão
Influência dos Elementos de Liga
Propriedades dos Fundidos
Ti
Refinador de grão
Incrementa a resistência à tração e a ductilidade Diminui a condutividade térmica
Bo
Refinador de grãoTi - Bo
Influência dos Elementos de Liga
Propriedades dos Fundidos
Sr – Na – Ca - St
Modificadores do SiImportância dos elementos de liga
Elementos que formam precipitados endurecedores:
Elementos que atuam como refinadores de grãos:
Mn
Ti
Bo
Cr
Fe
Zn
Ni
Influência dos Elementos de Liga
Propriedades de Fundição
Aumenta fluidezSi
Reduz a contração volumétrica externa
Cu
Reduz fluidezProvoca fragilidade a quente Reduz a contração interna
FUNDIBILIDADE
FUNDIBILIDADE
Solidificação de Ligas de AlAumenta tendência a oxidação ⇒formação de borras
Mg
Fe
Reduz aderência do metal à coquilhaZn
Elevados teores provocam fragilidadea quente e alta contração
Propriedades de Fundição
Influência dos Elementos de Liga
Propriedades dos Fundidos
Influência dos Elementos de Liga
Si
Aumenta as Resistências Mecânica ao Desgaste e à Corrosão
Melhora soldabilidade
Reduz coeficiente de expansão Melhora estanqueidade
Influência dos Elementos de Liga
Propriedades dos Fundidos
Cu
Melhora a usinabilidade
Endurecedor ⇒aumenta a resistência mecânica nas ligas brutas de fusão e tratadas térmicamente
Reduz a resistência à corrosão
Influência dos Elementos de Liga
Propriedades dos Fundidos
Mg
Aumenta a resistência mecânica, a ductilidade e a usinabilidade
Permite as melhores combinações de resistência mecânica e à corrosão
Em baixos percentuais (0,3-1,0%) torna as ligas Al-Si tratáveis térmicamente
Influência dos Elementos de Liga
Propriedades dos Fundidos
Zn
Pequenas adições (em combinação com o Mg) produzem boa resistência ao impacto, alta resistência à tração e excelente ductilidade
Ni
Melhora a estabilidade dimensional e a resistência a altas temperaturasInfluência dos Elementos
sob a Forma de Impurezas
Ni
Diminui resistência à corrosão e endurece a matriz(forma intermetálicos)
Zn
Aumenta oxidação do Al, as perdas na fusão e o ataque aos refratários (forma pontos duros)Pb
Não é miscível no Al líquidoMicroestrutura
das Ligas
Hipoeutéticas
MATRIZ
Dendritas Celulares de Al
α
ESTRUTURA INTERDENDRÍTICA
•
Partículas de Si eutético
•
Fe
3SiAl
2•
Fe
2Si
Tonalidade
de Cinza
Microestrutura típica de uma liga Al7Si
A Liga 356 – Al7Si0,3Mg
Sequência de solidificação de ligas hipoeutética AlSiMg (Cu-Mn-Fe)
Diagrama de fases simplificado para a liga 356.0 (Al-Si-Fe-Mn) com 0,3 Mn mostrando a sequência de solidificação representada na linha tracejada 1, 2ª, 2b e 3 (BACKARD;CHAI;TAMMINEN, 1990.
Microestrutura
das Ligas
Hipoeutéticas
MATRIZ
Dendritas Celulares de Al
α
ESTRUTURA INTERDENDRÍTICA
•
Partículas de Si eutético
•
Fe
3SiAl
2•
Fe
2Si
Tonalidade
de Cinza
Solidificação de Ligas de AlLiga 238-F (10Cu4Si0,3Mg)
Fundida em Coquilha
A
B
C
D
A
= Dendritas de
Solução Sólida
α
B
= Rede Interdendrítica
de CuAl
2(cinza claro)
C
= Agulhas de Cu
2FeAl
7(cinza médio)
D
= Partículas de Si
(cinza escuro)
C
Modificação de Ligas Al-Si
• Tratamento que usa Agentes Modificadores (Nucleantes)
como Na – Sb – Sr que favorecem a solidificação do Si na forma de partículas arredondadas e finamente dispersas na Matriz de Alα
• A composição eutética normal do sistema Al-Si
corresponde a 12,6% Si a a temperatura de 5770C o Na e
os outros agentes modificadores tendem a deslocar
composição e a temperatura de equilíbrio eutético de modo a permitir que se consiga fundir ligas hiper eutéticas mantendo-se as características de fundição inerentes às ligas eutéticas ou tornar ligas eutéticas ligeiramente hipoeutéticas
Principal Consequência
⇒
Aumento da Resistência
e da Dutilidade nas ligas Al-Si fundidas.
Eutético
Normal
12,6% Si
T = 577
0C
Eutético
Modificado
14,2% Si
T = 562
0C
Si Lα
α
+ L
Alα
+ Si
Si
L + Si
660 1430 T (oC) 12,6 14,2It is standard practice to refine the eutectic structure as well as the grain structure of aluminum-silicon casting alloys. A moderate improvement in
mechanical properties is guaranteed with structural integrity when the silicon eutectic phase is refined with arsenic, antimony, or sulfur . The more usual and
more effective treatment is structure modification of the silicon phase, although on occasion there may be an increased susceptibility to porosity. Modification occurs naturally at rapid solidification rates (quench modification), but requires a modifying agent at the slower solidification rates typical of sand casting (impurity modification). Elements in groups I and IIa and the rare earths europium, lanthanum, cerium, praseodymium, and neodymium modify, but only
sodium and strontium produce a strong modifying action at the low concentration required for commercial application . Both modifying actions
transform the flake eutectic silicon into a fibrous form, producing a composite like structure with increased ultimate tensile strength, ductility,hardness, and
machinability.
Silicon Modification
Mechanism of Modification
The finer silicon-phase distribution in the modified structure is evident from structures D and E in Fig. 4. Region C in Fig. 4 is the coupled zone. This defines the compositional and growth temperature (velocity) limits within which it is necessary to solidify in order to obtain a completely eutectic structure in aluminum-silicon alloys. The zone retains its shape, but narrows as the temperature gradient in the liquid is reduced (see the article "Solidification of Eutectics" in thisVolume). Modification was originally attributed to the repeated nucleation of the eutectic silicon phase at a reduced temperature (Ref 12, 13). It is now established that, although the nucleation temperature is depressed, the silicon phase grows continuously without repeated nucleation at an increased undercooling (Ref 14, 15). The aluminum phase is not affected structurally by modification, and there is evidence that both sodium and strontium are concentrated in the silicon phase. Consequently, modification is now considered to be associated primarily with a change in the silicon-phase growth mechanism. This change is induced either at high growth velocities or by a modifier at all but extremely low velocities,and it results in a change from a faceted to a more isotropic growth morphology.
angular eutectic silicon andcomplex regular silicon. Region C, coupled zone (see Fig. 5).
Region D, angular and flake eutectic silicon and aluminum dendrites. Region G, flake-to-fibrous eutectic silicon transformation. Region E, fibrous eutectic silicon and aluminum dendrites. Region S, eutectic silicon and complex regular and starlike primary silicon. Region S', eutectic silicon
and complex regular, starlike, and polyhedral primary silicon. Micrographs: S, complex regular and starlike primary silicon with flake eutectic silicon; 100×. D, typical unmodified structure of a 413 alloy showing flake eutectic silicon and aluminum dendrites; 100×. E, typical chill-modified structure of a 413 alloy showing fibrous eutectic silicon and a higher volume fraction of finer aluminum dendrites than structure D;100×. S', scanning electron micrograph showing a (100) section through an octahedral primary silicon particle revealing four {111} planes; 1500×.
Fig. 5 Eutectic silicon morphologies found in the
coupled zone as a function of growth velocity and temperature gradient in the liquid at the growth interface. Region A, massive, faceted eutectic
silicon in an aluminum matrix. Region B, rod and rod with faceted sideplate eutectic silicon in an aluminum matrix. Region B + C, angular silicon
with some flake eutectic silicon in an aluminum matrix. Region C + B, mainly flake eutectic silicon
with some angular silicon in an aluminum matrix. Region G + B', quench-modified fibrous
silicon with some modified angular silicon eutectic in an aluminum matrix. Micrographs: A, massive faceted eutectic silicon; 100×. B, rod with faceted side plate eutectic silicon; 100×. C + B, mainly eutectic flake silicon with some angular silicon,100×, and scanning electron micrograph (lower right) showing angular silicon and flake eutectic silicon; 1500×.
G + B', quench-modified fibrous silicon and modified angular silicon, 100×, and scanning electron micrograph (upper right) showing quench-modified fibrous silicon; 1500×. Source: Ref 17.
Liga 356 Bruta de Fundição
Liga 356 Modificada – 0,008% Sr (em peso) Modificação Parcial
Liga 356 Modificada – 0,022% Sr (em peso) Modificação Total
Araújo, S. K. Efeito da Modificação com Estrôncio na Microestrutura e nas Propriedades
Mecânicas da Liga 356 . Dissertação de Mestrado, PGCEM, Joinville, 2012, 80p.
Liga % de Sr em peso Tα-Al(°C) TE(°C) ∆T=TE -Te (°C) Calor Latente (J/g) 1 0 598,7 569,7 - 194,8 2 0,008 598,1 568,5 1,2 197,2 3 0,012 598,7 566,4 3,3 199,7 4 0,022 597,6 562,3 7,1 254,2 5 0,031 597,3 564,6 5,1 289,7 6 0,040 598,5 564,4 5,3 324,0
Resultados da análise térmica.
Araújo, S. K. Efeito da Modificação com Estrôncio na Microestrutura e nas Propriedades Solidificação de Ligas de Al
Não Modificada 0,008% Sr Modificação parcial 0,012% Sr Modificação quase total
0,022% Sr Modificação total 0,031% Sr Supermodificação 0,040 % Sr Supermodificação
Araújo, S. K. Efeito da Modificação com Estrôncio na Microestrutura e nas Propriedades Mecânicas da Liga 356 . Dissertação de Mestrado, PGCEM, Joinville, 2012, 80p.
Não Modificada 0,008% Sr Modificação parcial 0,012% Sr Modificação quase total
0,022% Sr Modificação total 0,031% Sr Supermodificação 0,040 % Sr Supermodificação Araújo, S. K. Efeito da Modificação com Estrôncio na Microestrutura e nas Propriedades
Mecânicas da Liga 356 . Dissertação de Mestrado, PGCEM, Joinville, 2012, 80p.
Liga 356 (Al7Si0,3Mg) Fundida em
Moldes de Areia – HF – 100x
Bruto de Fusão
Partículas aciculares de Si
Modificado com 0,025%Na
Partículas de Si menores
e arredondadas
Propriedades Mecânicas
da Liga A356 Bruta de
Fusão e Modificada com
Na em função do
tamanho dos grãos.
Liga Modificada com Na
Propriedades Mecânicas de Ligas de Al para Die Casting
Ensaio de Tração
A380.0 Al8,5Si3,5Cu 384.0 Al11,2Si3,8Cu 390.0 Al17Si4,5Cu0.6Mg 160 325 4,0 172 325 1,0 240 280 1,0Liga
(SAE)
Composição Nominalσ
esc (Mpa) σmax (Mpa) Alongamento (%) 360.0 Al9,5Si0,5Mg 172 324 3,0 Solidificação de Ligas de AlLigas de Fundição
Tratamentos
Térmicos
Solubilização
Precipitação
(Envelhecimento)
Tratamentos
do Banho
Refino de Grão
Modificação do Si
Refino da Matriz (
α
)
Refinamento e
coalescimento das
partículas de Si
Coalescimento das partículas de
Si e endurecumento por soluto
Formação de precipitados
submicroscópicos (Zonas GP)
F-Bruta de fusão(Investment Casting)
rede interdendrítica de:
•Silício Eutético (cinza escuro e sharp)
• Cu2Mg8Si6Al5 (cinza claro, script)
• Fe2Si2Al9 (cinza médio, blades)
• Mg2Si (preto)
F-Modificadacom adição de Al-10Sr ao banho (Investment Casting)
Microconstituintes são os mesmos, mas a partículas de Si eutético estão menos pontiagudas
T6 - Fundida em Coquilha, solubilizada e envelhecida.
Microconstituintes são os mesmos, mas a partículas de Si eutético ficaram mais coalescidas (arredondadas)
Liga 355 (Al5Si1,3Cu0,5Mg)
Liga 356 (Al7Si0,3Mg)
F –
Bruta de fusão em
areia
Tamanho médio dos
macrogrãos
≅
5mm
Refinada
com adição de
0,05%Ti e 0,005% B
Tamanho médio dos
macrogrãos
≅
1mm
Bruta de fusão(investment casting)
Rede de partículas de Si (cinzas escuro e angulares) em um eutético AlSi interdendrítico e partículas de Cu2Mg8Si6Al5 (cinza claro, script)
Bruta de fusão (investment casting)região solidificada mais rapidamente(colocação de um resfriador)
Constituintes são os mesmos, mas as dendritas celulares de
α
sãomenores e as partículas do Si eutético são menores e menos
Liga 354 (Al9Si1,8Cu0,5Mg)
Bruta de Fusãoem Areia -Rede de partículas de Si e eutético AlSi interdendrítico
Solubilizadaa 5400C, 12h e resfriada em água Coalescimento das partículas de Si Modificadapela adição de Na (0,025%) Partículas de Si eutético menores e menos angulares
(Al7Si0,3Mg)
Modificada pela adição de Na (0,025%)e Solubilizada
Partículas de Si
arredondadas e aglomeradas
Bruta de Fusão (Premium Quality Casting) Rede interdendrítica de Si eutético (cinza);
partículas de Mg2Si (preto)
T6 = Solubilizada + Envelhecida artificialmente partículas de eutético e coalescidas aglomeradas
pela solubilização
Sob maior aumento, observa-se pequenas partículas de Mg2Si não solubilizadas
(prêto)
Liga 357
(Al7Si0,5Mg)
(liga A356)
(d) (a)(b)(c) (e)
Borda da amostra Estrutura mais refinada Centro da amostra
Estrutura mais grosseira
φ= 12,6mm
Superfície de fratura (MEV) baixo aumento
HASKEL, Tatiane. Efeito do Tratamento Térmico de Solubilização na Microestrutura e nas