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3 REVISO BIBLIOGRFICA

3.1 APLICAES DA LIGA A356

A liga de alumnio A356 usada extensivamente em componentes de manufatura para indstria automotiva e aeroespacial devido a suas propriedades fsicas e mecnicas (HERNNDEZ-PAZ; PARY; GRUZLESKI, 2004).

As ligas de Al-Si-(Mg,Cu) so excelentes materiais candidatos para componentes estruturais de indstria automotiva e aeroespacial pelo seu baixo peso, que permite uma elevada capacidade de carregamento e, por sua comparvel boa usinabilidade (CHAUDHURY; APELIAN, 2005). So utilizados em muitas aplicaes estruturais que requerem uma alta resistncia a baixo peso (SHIVLUMAR; RICCI; KELLER; APELIAN, 1990), alta resistncia e tenacidade ao impacto, baixo coeficiente de expanso trmica e boa resistncia a corroso (MADELAINE-DUPUICH, 1996 apud MA; SAMUEL, 2004).

Entretanto, para obter melhores propriedades, as ligas de alumnio tm que ser tratadas termicamente. Os componentes em alumnio podem ser reciclados com um nvel relativamente baixo de consumo de energia. Ligas do tipo AlSiMg apresentam boa fundibilidade e a adio de Mg fazem delas tratveis termicamente (PEDERSEN; ARNBERG, 2001; ABAL, 2007).

Alguns exemplos de aplicaes so: - Liga 356.0: peas de bomba de aeronave, caixa de transmisso automotiva,

acessrios e peas de controle de aeronave, blocos cilndricos refrigerados a gua. Outras aplicaes onde a excelente fundibilidade e boa soldabilidade, estanqueidade e boa resistncia a corroso so requeridos.

- Liga A356.0: estrutura de aeronave e controles de motor, instalaes de energia nuclear e outras aplicaes onde alta resistncia so requeridos (METALS HANDBOOK, 2004).

3.2 PROPRIEDADES DA LIGA A356

Alm das caractersticas mencionadas no item anterior as principais propriedades fsicas e mecnicas e, a composio qumica da liga 356 esto quantificadas a seguir.

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3.2.1 Propriedades Fsicas

A tabela 1 mostra algumas das propriedades fsicas da liga.

Tabela 1 Propriedades Fsicas da Liga 356 (METALS HANDBOOK, 2004). Caractersticas Massa Trmica Fabricao

Densidade 2,685g/cm3 ~ 20C - -

Calor especfico - 963 J/kg.k ~ 100C -

Calor latente de fuso - 389 kJ/kg -

Temperatura liquidus - 615C -

Temperatura solidus - 555C -

Temperatura de Fuso - - 675C a 815C

Temperatura de Vazamento - - 675C a 790C

Diagrama Al-Si-Mg

O diagrama Al-Si-Mg pode ser simplificado pelo diagrama pseudo binrio Al- Mg2Si da figura 1. Certas combinaes de magnsio e silcio apresentam efeitos quando ligados ao alumnio. Os dois elementos so capazes de formar um composto intermetlico Mg2Si (64% de Mg e 36% de Si) para originar o sistema quase-binrio (Al- Mg2Si). O Mg2Si uma fase endurecedora mais poderosa que a CuAl2, no afetando tanto a corroso (COUTINHO, 1980). O diagrama mostra as curvas, limite de solubilidade (solvus), solidus e liquidus, e o limite mximo de solubilidade da fase Mg2Si de 1,85% em peso.

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Figura 1. Diagrama pseudo-binrio Al-Mg2Si. (Fonte: www.infomet.com.br/imagens/al_tratamentos_termicos.jpg, 2009)

3.2.2 Composio Qumica

Os limites mximos para composio das ligas 356 e A356 esto apresentados na tabela 2.

Tabela 2 Limite de Composio da liga 356 % em peso (METALS HANDBOOK, 2004). Si Mg Cu Mn Fe Zn Ti Outros (cada)

Outros (total)

356.0 6,5-7,5 0,20-0,45 0,25 0,35 0,6 0,35 0,25 0,5 0,15

A356.0 6,5-7,5 0,25-0,45 0,20 0,10 0,20 0,10 0,20 0,05 0,15

As Consequncias ao exceder os limites de impurezas so: - Alto teor de cobre e nquel decresce a ductilidade e resistncia a corroso. - Alto teor de ferro decresce a resistncia e ductilidade.

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3.2.3 Propriedades Mecnicas

As propriedades mecnicas da liga 356.0 fundida em molde de areia e permanente sob diversas condies de tratamento trmico esto apresentadas na tabela 3.

Tabela 3 Propriedades Mecnicas tpicas da liga 356.0 (Metals HandBook, 2004).

Trat. Trmico

LR (MPa)

LE (MPa)

Alongamento(a) (%)

Dureza (b) (HB)

Limite de cizalhamento

(MPa)

Resistnica a Fadiga (c)

(MPa)

Tenso de escoamento compressivo

(MPa)

Fundio em Areia

T51 172 140 2,0 60 140 55 145

T6 228 165 3,5 70 180 60 170

T7 234 205 2,0 75 165 62 215

T71 193 145 3,5 60 140 60 150

Molde Permanente

T6 262 185 5,0 80 205 90 185

Obs: a designao para cada tratamento trmico est apresentada no item 3.4. LR - Limite de Resistncia LE - Limite de Escoamento (a) Em 50 mm (b) Carga de 500 kg; esfera de 10 mm (c) Em 5 x 108 ciclos

A tabela 4 mostra as propriedades de trao da liga 356-T6 submetida a diferentes temperaturas.

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Tabela 4 Propriedades de Trao Tpicas da liga 356-T6 (Metals HandBook, 2004).

Temperatura em servio (C)

Limite de Resistncia (MPa)

Limite de Escoametno (MPa) Alongamento (%)

24 230 165 3,5

150 160 140 6,0

205 85 60 18

260 50 35 35

315 30 20 60

3.3 SEQUNCIA DE SOLIDIFICAO

A seqncia de solidificao das ligas de alumnio fundida inicia-se pela formao das

dentritas da fase Al- e seguida pela formao das clulas eutticas entre as dendritas.

A sequnica de solidificao da liga 354 (AlSiCuMg), por exemplo, passa por quatro principais reaes (BACKERUD et al, 1990 apud CHAUDHURY; APELIAN, 2005). Estas so:

Reao 1. Formao de dentritas da fase Al-;

Reao 2. Formao das clulas eutticas (fase Al- + fase Si) e fases ricas em ferro; Reao 3. Formao do euttico secundrio (fase Al- + Al2Cu + Mg2Si + fases rica

em ferro;

Reao 4. Formao do euttico tercirio (fase Al- + fase Si + Al2Cu + Al5Cu2Mg8Si6).

3.4 TRATAMENTO TRMICO

O tratamento trmico realizado para aumentar as propriedades mecnicas da liga. Padres ASTM B917/B917M-2001 recomendam para liga A356 fundida em molde

permanente um tratamento trmico que envolve um tratamento de solubilizao de 4 a 12 horas a 540 C, tmpera em gua, 8 horas de envelhecimento a temperatura ambiente e 6 a 12 horas de envelhecimento artificial a 155C (HERNNDEZ-PAZ; PARY; GRUZLESKI, 2004).

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3.4.1 Tratamento Trmico de Solubilizao

O tratamento trmico de solubilizao consiste em aquecer a liga at uma temperatura

dentro do campo monofsico e aguardar nessa temperatura at que toda a fase que possa

ter estado presente seja completamente dissolvida (figura 2). Esse procedimento seguido de resfriamento rpido, ou tmpera, at a temperatura T1, que para maioria das ligas a temperatura ambiente, no sentido de que qualquer difuso e a conseqente formao de qualquer frao da fase seja prevenida. Dessa forma, existe uma situao de ausncia de equilbrio, onde somente uma soluo slida na fase supersaturada com elementos de liga

est presente temperatura ambiente (CALLISTER, 2002). A liga que tinha originalmente duas fases (+) passa a ter apenas uma fase () (HED HILL, 1982).

Figura 2. Esquema do processo de endurecimento por precipitao (CALLISTER, 2002).

O tratamento trmico de solubilizao visa dissolver totalmente as fases microscpicas, presentes na matriz de uma liga.

Para maioria das ligas, as taxas de difuso a temperatura T1 (temperatura ambiente) so extremamente baixas, de tal forma que a essa temperatura a fase mantida com

exclusividade por longos perodos de tempo (CALLISTER, 2002). De maneira geral, todas as ligas cujos sistemas apresentam solues slidas terminais

com razovel diferena nos limites de solubilidade entre a temperatura ambiente e o mximo de solubilidade nas isotermas, podem sofrer este tratamento. Os tempos de manuteno para a solubilizao dependem das caractersticas fsico-qumicas, da quantidade e do grau de

Composio (% em peso de B)

Tratamento trmico de solubilizao

Tmpera

Tratamento Trmico de Precipitao

Tempo

Tem

pera

tura

Tem

pera

tura

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disperso das fases presentes, assim como da prpria temperatura e do meio de aquecimento (COUTINHO, 1980).

Para algumas ligas, a temperatura em que a mxima quantidade de soluto solvel corresponde a temperatura euttica. Porm, as temperaturas de tratamento devem ser limitadas a um nvel mais baixo para evitar conseqncias de superaquecimento e fuso parcial (Hatch, 1984).

Duas funes so pretendidas com tratamento de solubilizao na liga 356: (1) aumentar o teor de Mg e Si na matriz at seus limites mximos de solubilidades e

homogeneizar sua distribuio; (2) reduzir suficientemente a poro aparente (quantidade numerosa de partculas de

Si euttico irregularmente distribudas nos contornos de gros) e aumentar o tamanho e espao das partculas do silcio euttico.

A primeira funo essencial para alcanar o nvel mximo de limite de escoamento correspondente a composio da liga e a condio de envelhecimento usado atravs do endurecimento por precipitao.

A segunda funo necessria pra melhorar a ductilidade da liga do estado bruto de fundio. Essas duas funes so amplamente independentes uma da outra. O limite de resistncia melhorado quando ambos o escoamento e a ductilidade so melhorados (ZHANG; ZHENG; JOHN, 2002).

O aumento no limite de resistncia e no limite de escoamento ocorre atravs do endurecimento por soluo slida e o aumento na ductilidade atravs da esferoidizao do Si euttico (CHAUDHURY; APELIAN, 2005).

Tratamento trmico de solubilizao de ligas de alumnio fundida resulta em: 1) dissoluo dos elementos de liga Si e Mg na matriz de alumnio, 2) dissociao da estrutura do silcio e esferoidizao das partculas resultantes e, 3) uma homogenizao geral (TIRYAKIOGLU; SHUEY, 2007; JORSTAD, 1993 apud CHAUDHURY; APELIAN, 2005).

A cintica de dissoluo de intermetlicos durante o tratamento depende de dois fatores: (1) da difusividade do soluto na matriz e (2) da mobilidade de interface.

A mobilidade da interface de uma partcula durante a dissoluo no solvente depende da curvatura da partcula. Partculas na forma de placas com estrutura facetada tm baixa mobilidade de interface quando comparada s partculas com morfologia esfrica, devido ao efeito de curvatura (VERMOLEN et al, 1998 apud CHAUDHURY; APELIAN, 2005).

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As foras motoras para o engrossamento do Si euttico durante o tratamento de solubilizao so: 1) reduo da energia de deformao e 2) reduo na energia de superfcie (CHAUDHURY; APELIAN, 2005).

Na indstria de fundio normalmente especificado 6 horas de solubilizao a 540C para a liga A356 fundida convencionalmente (com estrutura dendrtica) (ZHANG; ZHENG; JOHN, 2002; MLLER; GOVENDER; STUMPF, 2007).

3.4.2 Tratamento Trmico de Envelhecimento

O tratamento trmico de envelhecimento ou precipitao consiste em aquecer a liga solubilizada at uma temperatura intermediria T2 (figura 2), localizada dentro da regio bifsica + , cuja temperatura as taxas de difuso se tornam apreciveis. A fase precipitada comea a se formar na forma de partculas finamente dispersas com composio C, ou seja, enriquecidos por soluto. Aps o tempo de envelhecimento apropriado temperatura T2, a liga resfriada at a temperatura ambiente. Normalmente essa taxa de resfriamento no considerada importante.

A natureza dessas partculas , e consequentemente, a resistncia e a dureza da liga, dependem tanto da temperatura de precipitao T2 como do tempo de envelhecimento a essa temperatura. Para algumas ligas, o envelhecimento ocorre espontaneamente temperatura

ambiente ao longo de perodos de tempo prolongados. O comportamento para uma tpica liga endurecvel por precipitao est representado

na figura 3.

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Figura 3. Diagrama esquemtico mostrando a resistncia e dureza como uma funo do logaritmo do tempo de envelhecimento a uma temperatura constante, durante o tratamento

trmico de precipitao (CALLISTER, 2002).

Com o aumento do tempo, a resistncia ou a dureza aumentam at atingir um limite mximo e depois diminuem. Essa reduo que ocorre aps longos perodos de tempo conhecida por superenvelhecimento. Quanto maior a temperatura, menor o tempo de tratamento (envelhecimento) necessrio para se atingir o pico mximo de resistncia mostrado na figura 3 (CALLISTER, 2002).

Mecanismo de Endurecimento

No desenvolvimento da fase de equilbrio, durante um tratamento trmico por precipitao, vrias fases de transio so formadas, em uma sequncia especfica. As propriedades mecnicas so influenciadas pela natureza das partculas dessas fases de transio. Durante o estgio inicial de endurecimento, os tomos de soluto se aglomeram na forma de discos muito pequenos e delgados, esses aglomerados se formam em incontveis

posies no interior da fase e algumas vezes so chamados de zonas. Entretanto, com o

passar do tempo e a subseqente difuso de tomos, as zonas se tornam partculas medida que aumentam de tamanho. Essas partculas de precipitado passam ento atravs de duas fases de transio (`` e `), antes da formao da fase de equilbrio (Figura 4) (CALLISTER, 2002). As fases de transio provocam efeito endurecedor na liga dependendo da coerncia com a matriz (HATCH, 1984).

Logaritmo do tempo de envelhecimento

Res

istn

cia

ou

D

ure

za

Superenve-lhecimento

Zonas

23

Figura 4. Representao esquemtica dos estgios de formao da fase precipitada () de equilbrio, no caso do Cu, para algumas ligas essa fase chamada de . (a) Uma soluo

slida supersaturada (soluo slida substitucional de Cu no Al), (b) uma fase precipitada `` de transio e (c) a fase de equilbrio, dentro da fase matriz (CALLISTER, 2002).

Os efeitos de aumento de resistncia e de endurecimento que esto mostrados na figura 3 resultam das inumerveis partculas dessas fases de transio metaestveis. A resistncia mxima coincide com a formao da fase `` que pode ser preservada atravs do resfriamento da liga at a temperatura ambiente.

O processo de aumento de resistncia acelerado medida que a temperatura aumentada.

Nem todas as ligas de alumnio, que satisfazem as condies de composio e configurao do diagrama de fases exigidas para o endurecimento por precipitao, so suscetveis a esse tratamento trmico. Alm disso, devem ser estabelecidas deformaes na rede cristalina na interface precipitado-matriz. Para ligas alumnio-cobre, por exemplo, existe uma distoro da estrutura da rede cristalina em torno e dentro das vizinhanas das partculas dessas fases de transio (CALLISTER, 2002), como consequncia da coerncia dos tomos desses precipitados com os tomos da matriz (figura 4b) (HATCH, 1984). Durante a deformao plstica, os movimentos de discordncias so dificultados como resultado dessas distores e, consequentemente, a liga se torna mais dura e mais resistente. medida que a fase se forma, o superenvelhecimento resultante explicado como uma reduo na

resistncia ao escorregamento, devido ao fato destes precipitados serem menos coerentes com a matriz (CALLISTER, 2002).

A sequncia de precipitao nas ligas Al-Si-Mg a seguinte:

tomo solvente (A) tomo soluto (Cu) Partcula da fase `` Partcula da fase

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Soluo slida supersaturada Zonas G.P (Guinier Preston) na forma de agulhas Precipitados ` como basto Plaquetas de Mg2Si (APELIAN et al, 1989 apud HERNNDEZ-PAZ; PARAY; GRUZLESKI, 2004).

Envelhecimento Natural

As ligas que experimentam um endurecimento por precipitao temperatura ambiente so ditas envelhecidas naturalmente (CALLISTER, 2002).

Normalmente esse envelhecimento natural utilizado como tempo de protelao entre a tmpera e o envelhecimento artificial final e, acredita-se que esse tempo exerce um efeito de perda nas propriedades de resistncia dos fundidos tratados termicamente (CHAMBERLAIN, 1973 apud HERNNDEZ-PAZ; PARAY; GRUZLESKI, 2004).

Um tempo de envelhecimento natural de 8 horas frequentemente usado, na liga A356 fundida convencionalmente (com estrutura dendrtica), para assegurar um processo uniforme (DEWHIRST, 2005 apud MLLER; GOVENDER; STUMPF, 2007).

O endurecimento por precipitao resultante apenas do envelhecimento natural designado como tratamento trmico T4. Valores prximos dos mximos estveis, de propriedades, so alcanados em 4 a 5 dias, portanto, a tmpera T4 da liga A356 geralmente especificada como material que foi naturalmente envelhecido por pelo menos 120 horas (GOVENDER et al, 2006 apud MLLER; GOVENDER; STUMPF, 2007).

A tmpera T4 utilizada quando mxima tenacidade requerida nos fundidos. Ela geralmente eleva a ductilidade da liga. de mais que 7% o alongamento requerido para aplicaes automotivas. Ligas 206 (Al-Cu) nessa condio de tratamento mostraram alta ductilidade, que excederam 7 % do alongamento, requisito suficiente para componentes de suspenso automotiva (MAJOR; SIGWORTH, 2006).

Influncia do Mg e do Tempo de Envelhecimento Natural

Magnsio contido na liga A356, tem uma significante influncia sobre o comportamento da liga envelhecida naturalmente e artificialmente. As respostas do envelhecimento natural (envelhecimento a temperatura ambiente depois do tratamento de solubilizao e tmpera) para liga A356 so os agrupados de Mg+Si ou zonas GP. O teor de Mg na liga A356 deve ter um significante efeito sobre as caractersticas de seus precipitados de dureza. Um teor de magnsio mais alto deveria, primeiramente, induzir para um aumento

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no volume de frao da segunda fase, , e mais provvel tambm de ` e ``, mas tambm, alteram as caractersticas termodinmicas e composicionais dos precipitados, que aumentam a fora motora para nucleao e, deste modo, produz uma diferena de distribuio de tamanho (MLLER; GOVENDER; STUMPF, 2007).

O efeito do teor de Mg e do tempo de envelhecimento natural na liga A356, pode ser vista na figura 5.

Figura 5. Curvas de envelhecimento natural para liga A356 SSM (produzida por reofundio) depois de solubilizada a 540C por 1 h e temperada em gua. Liga modificada por Sr

(MLLER; GOVENDER; STUMPF, 2007).

O material dctil imediatamente aps a tmpera (HV ~ 53), porm, a dureza aumenta rapidamente com o tempo. Isso se deve, provavelmente, pela alta supersaturao de lacunas que foram retidas depois da tmpera, que resulta na formao de aglomerados de soluto e/ou zonas GP (MLLER; GOVENDER; STUMPF, 2007).

Moller et al (2007) avaliaram, alm do efeito do Mg no envelhecimento natural e artificial, tambm o efeito do envelhecimento natural antes do artificial, para liga A356 obtida por SSM (reofundio) e, constataram que, a resposta do envelhecimento artificial, a dureza da liga, foi lenta quando o envelhecimento natural foi aplicado previamente (figura 6). Isso foi atribudo a dissoluo dos aglomerados de solutos, formados no envelhecimento natural, antes do envelhecimento artificial poder comear. A reverso desses aglomerados que resultaram, provavelmente, na perda de dureza durante o estgio inicial de envelhecimento artificial, faz com que o tempo para alcanar o pico de dureza seja mais longo. Nenhuma influncia significativa foi encontrada aumentando o tempo de envelhecimento natural de 20 para 120 horas em resposta ao envelhecimento artificial.

Tempo de envelhecimento natural (h)

HV

26

(a)

(b)

(c) Figura 6. Curvas de envelhecimento artificial em 180C para liga A356: (a) 0h, (b) 20h e (c)

120h de tempo de envelhecimento natural (MLLER; GOVENDER; STUMPF, 2007).

Tempo em 180C (h)

HV

HV

H

V

Tempo em 180C (h)

Tempo em 180C (h)

27

A fase Al- que contm alto soluto melhora as propriedade mecnicas da liga no

processo de envelhecimento devida a alta quantidade de precipitao (JUNG; SEO; KANG, 2001).

No geral, o comportamento de ligas Al-Si-Mg sujeitas ao envelhecimento natural depender de dois fenmenos que ocorrem ao mesmo tempo: (a) uma lenta formao e crescimento de precipitados e (b) o decrscimo na supersaturao (HERNNDEZ-PAZ; PARY; GRUZLESKI, 2004).

Segundo Moller et al (2007) os mximos valores de dureza alcanados foram um pouco maiores em temperaturas menores que 180 C, comparando 180C com 160C. Isso se deve a mais baixa solubilidade das fases endurecedoras a temperaturas mais baixas, mas, provavelmente tambm devido a uma fora motora termodinamicamente maior para nucleao das segundas fases, induzindo a uma distribuio de precipitados mais finos. Maiores valores de dureza so alcanados a temperaturas menores de envelhecimento artificial, porm, devido menor taxa de difuso a temperaturas menores, o tempo para alcanar o pico de dureza muito mais longo do que a temperaturas maiores (6 horas em 160C comparado a 1 hora em 180C). A difusividade de Si aproximadamente o dobro que de Mg no alumnio em estudos nas temperaturas de 160C e 180C.

O mais popular tratamento de envelhecimento para a liga A356 a 170C por 6 h (MLLER; GOVENDER; STUMPF, 2007).

Hernndez-Paz et al (2004) estudaram o efeito do tempo de envelhecimento natural sobre as propriedades mecnicas da liga A356 envelhecida artificialmente a diferentes temperaturas. Segundo eles a fora motora para o processo de precipitao durante o envelhecimento artificial a matriz altamente supersaturada. Quando as amostras so sujeitas ao envelhecimento natural antes do artificial, as propriedades alcanadas so uma funo dos pequenos precipitados (aglomerados) formados durante o envelhecimento natural e dos precipitados que podem ser formados de uma soluo slida com um decrscimo de supersaturao. Conseqentemente so obtidas propriedades mais baixas do que as das amostras envelhecidas artificialmente imediatamente aps a tmpera, devido ao decrscimo da fora motora para precipitao. O processo de precipitao mais difcil e, existe uma menor contribuio dos precipitados formados durante o envelhecimento natural para as propriedades finais do que se nenhum envelhecimento natural tivesse ocorrido.

Quando temperaturas de envelhecimento artificial mais altas (170C e 185C) so usadas depois de certo tempo de envelhecimento natural (20 h), uma recuperao nas propriedades foi observada (figuras 7 e 8).

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Figura 7. Microdurezada da matriz da liga A356 no modificada, solubilizada por 4 horas a 540C, naturalmente envelhecida e artificialmente envelhecida a 170C por 6 horas

(HERNNDEZ-PAZ; PARY; GRUZLESKI, 2004).

Figura 8. Propriedades de trao da liga A356 no modificada, solubilizada por 4 horas a 540C, naturalmente envelhecida e artificialmente envelhecida a 170C por 6 horas

(HERNNDEZ-PAZ; PARY; GRUZLESKI, 2004).

Acredita-se que isto ocorra devido a um aumento de precipitao da soluo slida (mais rpida cintica de precipitao) e crescimento dos aglomerados (clusters) formados durante o envelhecimento natural (tamanho dos precipitados aumentado), em funo da mais alta temperatura de envelhecimento artificial, resultando na melhoria das propriedades finais. Portanto, o envelhecimento natural prejudicial s propriedades de resistncia da liga A356

Tempo de Envelhecimento Natural (h)

Mic

rodu

reza

V

icke

rs

No modificada

Modificada

Res

ist

nci

a (M

Pa)

Alo

nga

men

to %

0h

Tempo de envelhecimento natural (h)

6h 12h 20h

LR

AL

%

LE

29

na condio T6, porm esse efeito de perda pode ser reduzido com o aumento da temperatura de envelhecimento artificial (HERNNDEZ-PAZ; PARY; GRUZLESKI, 2004).

Moller et al (2007) compararam as propriedades de trao para trs condies de tratamento trmico da liga A356 (Tabela 5) com trs percentuais diferentes de Mg (0,28%. 0,34%, e 0,45%) . A comparao foi feita utilizando o ndice de qualidade (QI). O QI (quality index) pode ser utilizado como uma ferramenta que relata a ductilidade e o limite mximo de resistncia (LR) em um simples termo (DEWHIRST, 2005 apud MOLLER et al, 2007). O QI (especfico para liga A356) foi dado pela equao (1).

QI (MPa) = LR (MPa) +150log(%alongamento) (1)

O resultado foi que para todas as trs composies o melhor ndice de qualidade (QI) foi alcanado usando o ciclo mais curto de tratamento trmico (solubilizao 540C por 1 h, 0h de envelhecimento natural e 1 h de envelhecimento artificial a 180C). A aplicao desse tratamento trmico, de ciclo muito curto, necessita de um controle de temperatura e fornos de tratamento confiveis.

Tabela 5- Ciclo de tratamento trmico para liga A356 (MLLER; GOVENDER; STUMPF, 2007).

Solubilizao Envelhecimento Natural Envelhecimento

Artificial Tempo total de forno (h)

Tempo total de tratamento (h)

540C por 6 h 20 h 170C por 6 h 12 32

540C por 1 h 0 h 180C por 1 h 2 2

540C por 1 h 20 h 180C por 4 h 5 25

O envelhecimento natural pode ser utilizado quando no possvel envelhecer artificialmente a liga imediatamente depois de solubilizada e temperada. Nesse caso provavelmente seria mais vantajoso usar um tempo de envelhecimento natural de 8 h do que de 20 h, para encurtar o ciclo de tratamento T6 e assegurar a uniformidade do processo (MLLER; GOVENDER; STUMPF, 2007).

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Principais Tratamentos Trmicos

Quando componentes para aplicaes estruturais e rodas so manufaturados, usando ligas fundidas baseadas em Al-Si-Mg, o tratamento trmico T6 na maioria dos casos um passo essencial no processo de manufatura. O Tratamento trmico T6 apresenta dois efeitos benficos: uma melhor ductilidade e tenacidade a fratura, atravs da esferoidizao das partculas de Si euttico na microestrutura e, um maior limite de escoamento, atravs da formao de um grande nmero de finos precipitados ``, que endurece a matriz dctil de alumnio. O primeiro benefcio obtido atravs do tratamento de solubilizao, enquanto que o segundo alcanado atravs da combinao de tratamento de solubilizao, tmpera e envelhecimento artificial (ZHANG; ZHENG; JOHN, 2002).

O tradicional tratamento trmico T6 de solubilizao a 540C por 6 h, tmpera em gua, envelhecimento natural por 20 h e envelhecimento artificial a 170C por 6 h (MLLER; GOVENDER; STUMPF, 2007).

O tratamento trmico T7 (solubilizao, tmpera, envelhecimento natural e artificial) aplicado quando se deseja maximizar a resistncia e a dureza dos fundidos. Ela aumenta muito a resistncia da liga, porm baixa a ductilidade (MAJOR; SIGWORTH, 2006).

Os principais tratamentos trmicos esto listados na tabela 6.

Tabela 6 Tratamento Trmico de ligas 356.0 e A356.0 (METALS HANDBOOK, 2004). Temperatura C Tempo na

Fundidos em Molde Permanente Solubilizao 535-540 8 (a) (b) Envelhecimento T51 (c) 225-230 7-9 T6 (d) 150-155 2-5 T7 (d) 225-230 7-9 T71 (d) 245-250 2-4

Fundio em Areia Solubilizao 535-540 12 (a) (b) Envelhecimento (f)

(a) Tempo de saturao requerido pela mdia dos fundidos, depois que a pea alcanou a temperatura especfica. O tempo pode ser diminudo ou aumentado, depende da experincia com particular fundido. (b) Resfriamento em gua 65C a 100C (c) Sem tratamento trmico de solubilizao (d) Inicia com tratamento trmico de solubilizao (f) Mesmos valores de temperaturas de tratamento dos fundidos em molde permanente.

31

3.5 TEMPO DE SOLUBILIZAO

O principal propsito de longo tratamento de solubilizao alterar termicamente as caractersticas da partcula de silcio. O tratamento de solubilizao muda a morfologia do silcio de uma estrutura poliedral para globular e aumenta as propriedades mecnicas de forma significativa. Quando os fundidos so solubilizados, magnsio e algum silcio dissolvem para produzir uma soluo slida homognea (SHIVLUMAR; RICCI; KELLER; APELIAN, 1990).

Efeito do Estrncio (Sr) no Tempo de Solubilizao

Tem sido demonstrado que tempos de solubilizao podem ser reduzidos significativamente em amostras modificadas por Sr.

Nesse caso modificaes qumicas e trmicas devem ser usadas em conjunto para reduzir os tempos longos de solubilizao que esto correntemente sendo empregados na maioria dos fundidos (SHIVLUMAR; RICCI; KELLER; APELIAN, 1990).

Teoricamente e experimentalmente foi comprovado que a desintegrao e esferoidizao do silcio euttico de ligas modificadas por Sr concluda dentro de minutos de exposio a temperaturas acima de 500C (OGRIS; WAHLEN; LUCHINGER; UGGOWITZER, 2002).

A fase fibrosa do silcio euttico na estrutura modificada fragmentada e esferoidizada muito mais rapidamente do que as partculas de Si com formas de placas na estrutura no modificada. Com uma microestrutura pouco modificada, um tratamento de solubilizao de 1 a 2 h a 540C ou 550C tem pouco efeito sobre a morfologia das partculas do Si euttico enquanto que em uma microestrutura completamente modificada o efeito muito mais significativo (ZHANG; ZHENG; JOHN, 2002).

Ligas modificadas so conhecidas por sua rpida esferoidizao, enquanto que, completa esferoidizao no alcanada em ligas no modificadas, mesmo depois de longos tempos de solubilizao. Alm do mais, microsegregao de Si e Mg no severa em ligas fundidas Al-Si-Mg, conseqentemente, leva um tempo relativamente curto para homogeneizar a liga e colocar a fase endurecedora Mg2Si em soluo (MLLER; GOVENDER; STUMPF, 2007).

32

Estudos Sobre o Tempo de Solubilizao

Zhang et al (2002) realizaram estudos, em amostras obtidas da regio do aro de uma roda de liga 356 fundida por baixa presso e modificada por 0,015%Sr, para verificar o efeito de curto tempo de solubilizao. Os resultados foram os seguintes:

1- Tratamento trmico de solubilizao, de 10 min. em 540C ou 550C, o suficiente

para fase alumnio homogeneizar (distribuio de Mg e Si se tornar homognea), e alcanar o nvel mximo de magnsio e silcio como previsto pela solubilidade e limite de composio da liga. A figura 9 mostra a distribuio do teor de Mg e Si atravs da largura de um brao

dendritico de alumnio . Na condio bruta de fundio, o magnsio contido possui uma

distribuio no to homognea, com uma composio de aproximadamente 0,15% abaixo do nvel de equilbrio, ou seja, abaixo da composio da liga (0,3%). Depois de 9,5 min. de solubilizao, o teor de Mg aumentou para 0,3% e sua distribuio tornou-se muito homognea. J o teor de Si, na condio bruta de fundio, foi mais alto prximo ao centro dos braos dendrticos do que na borda. A distribuio de Si foi homognea depois de 9,5 min. de solubilizao a 540C. Com o aumento da temperatura para 550C, menor tempo foi necessrio para distribuio de Si se tornar homognea.

1,2% de Si na fase alumnio o limite mximo de solubilidade permitido no

alumnio a 540C.

33

Figura 9. Distribuio de Mg e Si atravs da largura de uma brao dendrtico de alumino , na condio de bruto de fundio e depois de solubilizada a 1,5 e 9,5 min. em (a) 540C e (b)

550C (ZHANG; ZHENG; JOHN, 2002).

2- Tratamento de solubilizao de 30 minutos causa esferoidizao, engrossamento e um aumento no espao entre as partculas do silcio euttico, conduzindo a uma significante melhoria na ductilidade e resistncia ao impacto.

Zhang et al obtiveram um limite de escoamento e de resistncia em torno de 160 MPa e 265 MPa, respectivamente, com tratamento de solubilizao de 29,5 min a 540C, tmpera em gua a 60C e envelhecimento artificial de 4 h em 140C e, uma mdia de alongamento em torno de 10%. Comparado com um padro de 6 horas de solubilizao, 175 e 275 MPa de limite de escoamento e resistncia respectivamente, e alongamento de 10,5%, um tratamento de 30 min em 540 ou 550C o suficiente para alcanar mais do que 90% da mxima tenso

Distncia (m)

Distncia (m)

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Bruto : Si

Bruto: Mg

Bruto : Si

Bruto: Mg

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de escoamento, mais do que 95% do limite de resistncia e 95% do valor mdio mximo do alongamento para a fratura. Entretanto somente 80% da mxima energia de impacto pode ser alcanado.

Um curto tempo de solubilizao, de menos que 30 min., a 540C ou 550C pode ser usado em muitos casos onde resistncia ao impacto no o principal interesse. A precondio essencial que a microestrutura bruta de fundio da liga Al7Si(0,25-0,45)Mg deve ser completamente modificada.

Os valores de ductilidade e energia de impacto atingem seus limites mnimos entre 1,5 e 10 minutos do tempo de tratamento de solubilizao, indicando que tratamento de solubilizao de menos que 10 minutos deve ser evitado (ZHANG; ZHENG; JOHN, 2002).

Shivkumar et al (1990) demonstraram que para ligas A356 modificadas fundidas em molde permanente, o tratamento de solubilizao de 50 minutos suficiente para que o Mg e Si contido na matriz alcance nvel de equilbrio mximo de acordo com a composio da liga e suas distribuies se tornem homogneas. Esse tempo de solubilizao, tambm o suficiente para alcanar 90% do limite mximo de resistncia da liga.

O principal requerimento para a durao do tratamento trmico de solubilizao, de ser suficientemente longo para dissolver primeiramente as partculas de Mg2Si formadas durante a fundio, e permitir a difuso dos elementos de dissolvidos Mg2Si dentro da matriz de alumnio. Modelos matemticos feitos por Rometsch et al (1999) indicam que a dissoluo do Mg2Si primrio completado dentro de menos do que 1 hora de tratamento de solubilizao (PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

Em um estudo realizado em quatro ligas AlSiMg fundidas uma alta resistncia foi obtida depois de 60 minutos de solubilizao, tanto para liga modificada como no

modificada por Sr, indicando que a soluo slida de alumnio rapidamente saturada de

Mg e Si (PEDERSEN; ARNBERG, 2001). Sabe-se que na indstria de fundio normalmente especificado 6 horas de

solubilizao em 540C para a liga A356. Entretanto, Emadi et al (2003) tm sugerido um timo tratamento de solubilizao para a liga A356 de somente 4h em 540C. De acordo com Rosso e Actis Grande (2006) uma solubilizao de 1h em 540C suficiente para obter um alto nvel de propriedades mecnicas na tmpera T6, pois um tratamento de somente 30min causou a presena de fases intermetlicas frgeis devido a um incompleto processo de solubilizao (MLLER; GOVENDER; STUMPF, 2007).

De acordo com os dados apresentados na literatura, pode-se afirmar que 4h de solubilizao a 540C mais que suficiente para colocar Mg e Si em soluo at seus limites

35

mximos de solubilidade, e alcanar melhores propriedades de resistncia a trao com o subsequente tratamento de envelhecimento artificial, como tambm, suficiente para obter um certo grau de engrossamento e distanciamento entre as partculas do Si euttico e promover melhores ductilidade e tenacidade ao impacto, tanto para liga modificada como no modificada por Sr. Estas ltimas propriedades ainda podem ser otimizadas se a liga for modificada por Sr.

Tempo de Solubilizao em Peas com Diferentes Espessuras de Parede

A aplicao de um curto tratamento trmico a alta temperatura em componentes com diferentes espessuras de parede deve ser difcil. O tempo efetivo de um tratamento de esferoidizao do silcio (SST) bem sucedido, pode estar dividido no tempo que necessrio para aquecer o ponto mais frio do componente, entre 500 e 540C, e o efetivo tempo de esferoidizao ( Equao 2).

tSST = t aquecer o ponto mais frio + t esferoidizao (2)

Entretanto, para obter uma esferoidizao homognea do Si, desejvel que a diferena de temperatura entre o ponto mais frio e mais quente seja to pequena quanto possvel em um determinado tempo (para o aro de uma roda, comparado a borda ao centro, o tempo foi de 10 min.) (OGRIS; WAHLEN; LUCHINGER; UGGOWITZER, 2002).

A figura 10 mostra a influncia da taxa de solidificao, e do tratamento de solubilizao, na microestrutura de uma roda automotiva que possui diferentes espessuras de parede. As microestruturas brutas de fundio (figura 10a) se apresentam de formas diferentes em funo das diferentes taxas de solidificao proporcionadas pelas diferenas nas espessuras de parede, entretanto, uma maior semelhana nas microestruturas pode ser alcanada com o tratamento de solubilizao, atravs de uma maior homogeneizao na morfologia do Si (figura 10b).

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Figura 10. Microestrutura de uma roda automotiva de liga A356 fundida em molde de baixa presso, (a) bruta de fundio e (b) T6 (solubilizada a 535 5C por 6 h, temperada em gua a 80C e envelhecida artificialmente), em diferentes posies analisadas (MERLIN; TIMELLI;

FRANCO; GARAGNANI, 2009).

3.6 TEMPERATURA DE SOLUBILIZAO

Os efeitos do tratamento de solubilizao na microestrutura da liga so acelerados com o aumento da temperatura de solubilizao e, maiores propriedades so obtidas. A temperatura de solubilizao tem uma forte influncia na morfologia da partcula do Si. Taxas de engrossamento extremamente altas podem ser obtidas em temperaturas maiores do que 560C. Entretanto, tratamento de solubilizao nessas temperaturas tem um efeito de perda nas propriedades mecnicas devido fuso dos contornos de gro. Aumentando a temperatura de solubilizao de 540 para 550C aumentam-se as propriedades de resistncia (SHIVLUMAR; RICCI; KELLER; APELIAN, 1990).

3.7 RESFRIAMENTO PARA TEMPERATURA AMBIENTE

O objetivo da tmpera preservar a soluo slida formada na temperatura de solubilizao por resfriamento rpido a temperaturas prximas a do ambiente (NUNES, 2004; HATCH, 1984). O meio de resfriamento rpido mais usado a gua, embora, caso seja

R = aro

S = raio

H = centro da roda

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necessria uma taxa de resfriamento mais baixa, podem ser usados diversos lquidos orgnicos como meios de resfriamento rpido (INFOMET, 2005 apud MORAES, 2006).

Temperar os fundidos em uma possvel taxa mais alta, em gua fria, retm mais soluto e lacunas em soluo, aumentando a tenso de escoamento depois de envelhecida. Entretanto, altas taxas de resfriamento, associadas com tmpera em gua, resultam na gerao de tenses trmicas conduzindo para distoro e tenses residuais, especialmente em fundidos com geometrias complexa. Contrariamente, baixas taxas de resfriamento que causam reduzidos nveis de tenses trmicas permitiram produzir precipitados de tmpera nanoendurecedores, tanto quanto `e no sistema Al-Mg-Si que definitivamente reduzem a resistncia depois de envelhecido (TIRYAKIOGLU; SHUEY, 2007).

Tiryakioglu et al (2007) verificaram a sensibilidade da tmpera da liga fundida Al7Si0,6Mg atravs de 58 caminhos diferentes de tmpera, incluindo tempera interrompida e demorada, aps a solubilizao. Anlises de microestruturas mostraram que precipitados de tmpera foram Mg2Si (), que nuclearam heterogeneamente sobre as partculas do Si euttico, sobre a matriz de alumnio e sobre as discordncias (fig.11). Isso ocorreu devido a temperatura de solubilizao utilizada (540C) ter sido menor que a temperatura solvus (547C) para a composio da liga, deixando 0,04% de Mg e 0,07% Si no dissolvidos.

Figura 11. Micrografia eletrnica de varredura (MEV) de uma amostra de liga D357, que teve a tempera interrompida a 450C por 10 segundos, aps tratamento de solubilizao a 540C

por 8 horas em um forno de ar recirculado (TIRYAKIOGLU; SHUEY, 2007).

Em estudos realizados, por Tsukuda et al (1978) apud Tiryakioglu et al (2007), investigou-se o efeito da temperatura da tmpera, em gua, sobre a tenso de escoamento em amostras da liga A356 (0,30% de Mg) e, constataram que a temperatura da gua entre 15C e

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90C no afetaram a tenso de escoamento. Outros trabalhos tambm mencionaram o efeito do tratamento de envelhecimento artificial sobre a sensibilidade da tmpera, e verificaram que o decrscimo da tenso de escoamento e, conseqentemente, a sensibilidade da tmpera, menor para amostras envelhecidas artificialmente a baixa temperatura (CROUCHER et al, 1981 apud TIRYAKIOGLU; SHUEY, 2007).

Outro relato tambm encontrado foi que a sensibilidade da tmpera maior em ligas fundidas do que em trabalhadas com similar teor de Mg2Si (ZHANG et al, 1996 apud TIRYAKIOGLU; SHUEY, 2007). Esta alta sensibilidade da tmpera em ligas fundidas se deve principalmente a presena de partculas de Si na estrutura, que afetam a sensibilidade da tmpera em 3 maneiras:(1) Si em soluo slida difundem para estas partculas; (2) as partculas do euttico do Si servem como stios heterogneos de nucleao para ; (3) so esperadas altas quantidades de discordncias nas dendrtas de ligas Al7Si, devido aos diferentes coeficientes de expanso trmica entre Si e Al. Grandes diferenas no coeficiente de expanso trmica entre a matriz de Al e partculas de Si, resultam na gerao de tenses de compresso nas partculas e de trao na matriz, durante o resfriamento de altas temperaturas (TIRYAKIOGLU; SHUEY, 2007).

Os diferentes coeficientes de expanso trmica so acomodados por relaxamento plstico na matriz, aumentando a quantidade de discordncia da matriz, formando mais stios de nucleao para precipitados de tmpera (TIRYAKIOGLU; SHUEY, 2007).

O pico de resistncia com envelhecimento natural menos sensvel a tmpera do que o pico de resistncia sem envelhecimento natural antes do artificial. (TIRYAKIOGLU; SHUEY, 2007).

Taxas reduzidas de tmpera, aps o tratamento de solubilizao, induzem para uma resistncia mais baixa, por formar um menor nmero de precipitados endurecedores `- Mg2Si. A ductilidade de ligas com 0,6% Mg aumentada com uma reduo da taxa de tempera. Uma matriz mais dctil pode ser explicada pela menor quantidade de precipitados endurecedores. A ductilidade de ligas com baixo teor de Mg (0,2%) no relativamente afetada pela reduo da taxa de tmpera. Uma hiptese que deve explicar esse fenmeno a precipitao de silcio frgil ou formao de Mg2Si engrossadas dentro das dendritas (PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

Precipitados endurecedores Mg2Si formados depois da tmpera podem ser relatados pela quantidade de lacunas presentes na matriz. De acordo com Lorimer et al (1968) apud Pedersen et al (2001), isto um importante parmetro que compara as zonas de Guinier-Preston (GP) e precipitados endurecedores com a formao de aglomerados de lacunas de

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soluto. Uma reduo da taxa de tmpera permite as lacunas e parcialmente os aglomerados se

moverem de dentro da matriz Al- para superfcie e para reas prximas aos cristais de

silcio, onde baixo grau de coerncia obtido (PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

3.8 ELEMENTOS DE LIGA

O objetivo de adicionar elementos de liga para aumentar a resistncia mecnica, porm, impurezas podem ser prejudiciais para determinadas ligas.

A seguir alguns exemplos da influncia de elementos de liga:

Mg - O magnsio aumenta as propriedades de resistncia da liga. Ele acelera e intensifica o endurecimento da liga atravs da precipitao de partculas intermetlicas Mg2Si no tratamento trmico T6 (solubilizao, tmpera, mais envelhecimento) (Ma; Samuel, 2004). Alm disso, ele baixa a temperatura do euttico e torna a estrutura do Si euttico mais heterognea (CACERES; DAVIDSON; GRIFFITHS; WANG, 1999).

Fe O ferro a impureza menos desejvel por formar fases intermetlicas na forma de plaquetas (-Al5FeSi), como tambm pela facilidade de formao de porosidades na presena desta fase. Ambos so prejudiciais as propriedades de trao (Ma; Samuel, 2004).

Sr O estrncio adicionado para alterar a morfologia e distribuio das partculas do Si euttico na estrutura fundida e dessa forma aumentar a ductilidade da liga. Essa alterao na morfologia acelera o processo de esferoidizao dessas partculas durante o tratamento de solubilizao. Outro propsito neutralizar o efeito das plaquetas intermetlicas de Fe para melhorar as propriedades. Em alguns casos, quando em ligas com alto teor de Mg (~0,4%), reage com o Mg deixando menos magnsio disponvel para formar Mg2Si diminuindo assim a resistncia (Ma; Samuel, 2004).

Estudos realizado por Shivkumar et al (1990), para verificar a influncia dos parmetros de solubilizao sobre as propriedades T6 de ligas A356.2 no modificadas e modificadas por estrncio, indicaram que o efeito de modificao por Sr aumentar a taxa de esferoidizao e baixar a taxa de engrossamento (coarsenig) das partculas de Si.

Na O sdio assim como o estrncio adicionado aos fundidos para modificar a morfologia do Si. Ele altera a cintica do processo de esferoidizao e engrossamento durante o tratamento de solubilizao. Como resultado reduz o tempo de solubilizao

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consideravelmente em ligas completamente modificadas (SHIVLUMAR; RICCI; KELLER; APELIAN, 1990).

3.9 MICROESTRUTURA

3.9.1 Esferoidizao do Si

A morfologia do Si euttico bruta de fundio no modificada e modificada por Sr esto apresentadas nas figuras 12 e 13 respectivamente. Na liga no modificada a morfologia se apresenta na forma de placas enquanto que na modificada se parece com fibras finas na forma de corais. A degradao trmica das placas comea nos defeitos locais do cristal, que comeam a governar o processo de quebra. Estes defeitos so morfologicamente falhas como terminaes, dobras e estrias das placas e, furos e fissuras nas placas. Quando os distrbios originais (falhas) so responsveis pela instabilidade trmica dessas estruturas, torna-se evidente que uma estrutura modificada (figura 13) se desintegra e se esferoidiza mais facilmente em comparao com placas no modificadas (figura 12). Se termicamente ativada, esta estrutura desintegra em pequenos esferides sob a influncia de tenso superficial. (OGRIS; WAHLEN; LUCHINGER; UGGOWITZER, 2002).

Figura 13. Corais de Si do euttico modificado por Sr. MEV.

(OGRIS et al, 2002)

Figura 12. Euttico Al-Si no modificada. MEV.

( OGRIS et al, 2002)

41

Ogris et al (2002) utilizaram um modelo analtico para descrever a esferoidizao do silcio euttico modificado por Sr. O modelo previu que em 540C a desintegrao e esferoidizao dos corais do silcio euttico cessam depois de poucos minutos (aproximadamente 2 min. para corais com o raio dos ramos de 0,15m e aproximadamente 5 min. para raios dos ramos de 0,20 m). Baixando a temperatura o tempo de desintegrao, para o mesmo raio, se prolonga.

A evoluo da esferoidizao do Si em uma liga A356, modificada por Sr, a 540C est representada na figura 14. Os corais de Si desintegram-se instantaneamente a 540C em pedaos menores, que parecem esferoidizar totalmente depois de 3 min. Com o tratamento prolongado prevaleceu o engrossamento e o distanciamento entre as partculas (figura 14c) (OGRIS; WAHLEN; LUCHINGER; UGGOWITZER, 2002).

(a) (b) (c) Figura 14. Evoluo da esferoidizao do Si na liga A356 modificada por Sr: (a) bruta de fundio, (b) 3 min/540C e (c) 12 h/540C de solubilizao. MEV (OGRIS; WAHLEN;

LUCHINGER; UGGOWITZER, 2002).

Zhang et al (2002) observaram que aps 1,5 min. de solubilizao a 540C, as fibras de Si euttico pareceram estar fragmentadas. Depois de 5,5 min. as fibras foram claramente fragmentadas e a esferoidizao foi observada. Aps 19,5 min. as partculas se tornam substancialmente engrossadas e o distanciamento de cada uma tornou-se favorecido. Com prolongado tratamento de 6 h a 540C, o grau de esferoidizao mudou pouco, mas o dimetro e o espao entre as partculas de Si aumentaram significamente (o dimetro mdio de 1,8 m em 2 min. de solubilizao a 540C para 2,6 m e o espao entre as partculas de Si de 3,5 m em 2 min. de solubilizao a 540C para 7,8 m depois de 6 h de solubilizao). Tambm constataram que a taxa de engrossamento (nmero de partculas de Si com dimetro

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maior que 1m) no comeo do tratamento de solubilizao (primeiros 20 min.) aumenta com o aumento da temperatura (540C para 550C).

O efeito do tempo de tratamento trmico de solubilizao sobre a morfologia do Si utilizando um reator de leito fluidizado (alta taxa de aquecimento) e um forno convencional de resistncia foi verificado por Chaudhury et al (2005). Eles observaram que a separao da estrutura do Si ocorre dentro de 15-30 minutos, tanto no leito fluidizado como no forno convencional. Entretanto, no processo de leito fluidizado (alta taxa de aquecimento no processo de tratamento trmico) um significante grau de esferoidizao foi alcanado dentro de 60 minutos enquanto que no convencional o mesmo foi alcanado depois de 120 minutos de solubilizao a 527C. A liga utilizada foi a 354 (AlSiCuMg) modificada por Sr 0,006% em peso.

As partculas do Si euttico em ligas no modificadas so maiores em ligas com maior teor de magnsio. As partculas de Si aumentam com o aumento do DAS (tamanho dos braos dendrticos) (CACERES; DAVIDSON; GRIFFITHS; WANG, 1999).

Durante a solidificao e resfriamento dos fundidos, a maioria do Si forma uma distribuio numerosa de partculas como visto na figura 15a. Na condio T5 a liga no homogeneizada depois de fundida (solubilizada), logo a distribuio dos vrios precipitados exibe uma correspondente falta de homogeneizao.

Durante a solubilizao as partculas de Si coalescem para formar um nmero menor de partculas mais equiaxiais como visto na tempera na figura 15b. No geral todas as partculas visveis na figura 15 esto largamente espaadas para provar aprecivel resistncia. Essa resistncia controlada pelo material contido nos respectivos espaos entre essas partculas, nas dendritas. A solubilizao dissolve Mg dos intermetlicos, assim na tempera T6 a concentrao de Mg nas dendritas de alumnio cresce o suficiente para propiciar a formao de precipitados (MISHRA; SACHDEV; BAXTER, 2004).

43

Figura 15. Microscopia ptica mostrando a microestrutura de alumnio 339 na (a) tempera T5 e (b) tempera T6. As partculas cinza claro e escuro so intermetlicos (MISHRA;

SACHDEV; BAXTER, 2004).

3.9.2 Precipitados na Matriz

Dons et al (1999) apud Pedersen et al (2001) verificaram experimentalmente que silcio difunde da soluo slida para formar cristais de silcio, como pode ser visto pela figura 16 da microestrutura de uma amostra Al-7Si-0,2Mg(Sr) que teve um resfriamento extremamente lento. A micrografia mostra partculas de silcio que tem precipitado dentro do

-Al. Alm do mais, claramente visvel que uma zona livre de precipitados (PFZ) se

44

encontra prxima a regio euttica, ilustrando que Si tem difundido em direo aos cristais existentes (PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

Figura 16. Precipitados de Si dentro das dendritas na liga AlSi7Mg0,2 que teve um resfriamento extremamente lento a 540C(PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

Mishra et al (2004) investigaram os menores precipitados existentes na matriz de uma liga 339 (Al12Si1,1Mg0,46Cu) obtida por fundio sob presso, que podem contribuir de alguma forma na resistncia da liga. Nove precipitados diferentes foram identificados. Dos nove quatro morfologias diferentes so da fase pura de Si (Tabela 7). A liga foi examinada depois de submetida a condies de tratamento trmico T5: resfriamento em ar (ACO), como tambm em gua (DQD) depois de fundida, seguida de envelhecimento artificial a 210C por 8 horas; e de tratamento trmico T6: solubilizao a 510C por 3 h (SOL), tmpera em gua e envelhecimento a 220C por 5 horas.

rea com precipitados de Si

45

Tabela 7. Precipitados observados na liga de Alumnio 339 (principais precipitados endurecedores esto em negrito) (MISHRA; SACHDEV; BAXTER, 2004).

Nome Composio Estrutura Forma Dimenses (nm) Orientao Cristalogrfica Comprim./Dimetro Espess.

Si Si Diamante Cbica-

DC Partcula 50 - -

S Si DC Basto** 200 10 -

Si Si DC Placa (lmina) 500-1000 10-30

Si Si DC Ripa** 5000-1000 - [100]

` Mg2Si Cbica Agulha 50 5

` CuAl2 Tetragonal Placa ** (lmina) 100 10 [100]

S` CuMgAl2 Tetragonal Basto 100 10 [100]

Q Al5CuMg7Si7 Hexagonal Esferoidal** 50 - -

Q AlCuMgSi* Hexagonal Placa ** (lmina) 500-1000 30 -

*Concentrao desconhecida **Espcies Menores

A relativa contribuio desses precipitados, para a resistncia da liga, depende muito da concentrao de Mg na matriz de alumnio que controlada pela histria trmica a qual foi submetida. A tabela 8 mostra os precipitados formados em cada histria trmica e suas respectivas temperaturas de precipitao.

46

Tabela 8. Temperatura de Precipitao determinada pelo Calormetro diferencial de varredura (DSC) a 20C/min. (MISHRA; SACHDEV; BAXTER, 2004).

Condio Inicial Precipitado Temperatura (C) Condio Final SOL Mg2Si 240 T6

DQD CuMgAl2 247 T5 ACO Placa de Si 270 T5

SOL, DQD, ACO Partcula de Si 290-310 T5 e T6

No tratamento trmico T6 os precipitados que provocam o endurecimento da matriz so as pequenas partculas de Si e as agulhas de Mg2Si (figura 17). As partculas de Si so quase esfricas com dimetro de aproximadamente 50 nm enquanto que as agulhas de Mg2Si

(`) possuem 50 nm de comprimento e 5 nm de dimetro, orientadas paralelamente a direo dos cristais de Si (MISHRA; SACHDEV; BAXTER, 2004).

(a) (b) Figura 17. Micrografias eletrnicas de Transmisso da liga 339 (a) pequenas partculas de Si em um amostra solubilizada a 510C e aquecida a 290C no DSC, (b) agulhas de Mg2Si (`)

no T6 (MISHRA; SACHDEV; BAXTER, 2004).

A concentrao de Mg na matriz a condio essencial para precipitao de Mg2Si que endurece a liga (Tabela 9).

`

47

Tabela 9. Efeito do Tratamento Trmico sobre o Limite de Resistncia (LR) e de Escoamento (LE) da liga 339 a temperatura ambiente (20C) e a 300C (depois de 300 horas) (MISHRA; SACHDEV; BAXTER, 2004).

Tratamento

Trmico 20C 300C

LR (MPa) LE (MPa) LR (MPa) LE (MPa) ACO T5 259 187 90 65

DQD T5 305 261 90 65 SOL T6 336 290 73 55

O problema dessas agulhas de Mg2Si muito pequenas que so termicamente instveis. Em 300C elas redissolvem completamente, deixando a liga na condio T6 com a menor resistncia entre as trs condies investigadas (Tabela 9). A 300C os precipitados de Si so os mais estveis e contribuem para aumentar a resistncia em elevadas temperaturas. Mas especificamente, depois de 300 horas a 300C as placas de Si so mais estveis do que as partculas de Si (MISHRA; SACHDEV; BAXTER, 2004).

Ligas envelhecidas com maior teor de Si (acima de 5% em peso) tm melhores propriedades mecnicas comparadas s ligas de baixo Si (HUPPERT; HORNBORGEN, 1994 apud MISHRA; SACHDEV; BAXTER, 2004). Zhen et al (1997) apud Mishra et al (2004) estudaram o processo de precipitao em ligas alto Si, mostrando que os precipitados de Si contribuem para o endurecimento.

3.9.3 Partculas de Fe

Dependendo da composio qumica, as fases ricas em ferro devem ser uma ou mais das seguintes: Al5FeSi () ou Al15(Mn,Fe)3Si2 ou Al8Mg3FeSi6 (pi) ou Al8Fe2Si (CHAUDHURY; APELIAN, 2005).

Partculas grandes ricas em Fe, fase pi (Al9FeMg3Si5), so formadas em ligas com 0,7% de Mg junto com algumas pequenas placas da fase (Al5FeSi), em contraste, apenas placas da fase so observadas em ligas com 0,4% de Mg (figura18).

O Sr aumenta o tamanho das partculas de Fe pi. O tamanho dos intermetlicos de Fe so maiores em ligas com maiores teores de Mg. Menores DAS menores os tamanhos dos intermetlicos de Fe. A quantidade de intermetlicos independe do DAS (CACERES; DAVIDSON; GRIFFITHS; WANG, 1999).

48

Chaudhury et al (2005) observaram em seus experimentos nenhuma dissoluo significativa da fase Al8Mg3FeSi6 na liga 354 durante tratamento trmico de solubilizao, apenas uma mudana na morfologia das partculas.

(a)

(b)

Figura 18. Microestrutura de amostras de trao deformadas por fratura. (a) Liga 356 mostrando pequenas placas (flechas finas) e trincas nas grandes partculas de Si (flechas grossas). (b) Liga 357 mostrando grandes partculas da fase pi (flechas), que tende a trincar

preferencialmente. As amostras fundidas em molde de areia foram solubilizadas por 18 hs a 540C, temperadas em gua, pr envelhecida a temperatura ambiente por 24 hs e envelhecidas

por 6hs a 170C (CACERES; DAVIDSON; GRIFFITHS; WANG, 1999).

49

Influncia do Tratamento de Solubilizao Sobre Intermetlicos

Verri et al (2005) utilizaram o tratamento de solubilizao para reduzir a corroso nas ligas 356-1 causada pelos intermetlicos de Cu atravs da dissoluo dos mesmos. A figura 19 mostra os precipitados encontrados na liga 356-1 antes do tratamento (figura 19a) e depois do tratamento de solubilizao (figura 19b).

A total dissoluo dos intermetlicos de Cu pode ser obtida com o tratamento de solubilizao.

Figura 19. Liga 356-1 (a) bruta de fundio: 1- Al2Cu na forma circular, 2- FeMgSi6Al8 em cinza claro, 3- FeSi2Al9 na forma de agulha, 4- Mg2Si com contornos arredondados e 5- Si; (b)

amostra solubilizada por 6 horas a 540C: dissoluo parcial dos precipitados de Mg (em preto) e total de Al2Cu (pontos arredondados em preto) (VERRI et al, 2005).

3.9.4 Contorno de Clula

O tratamento trmico de solubilizao tem um efeito significante sobre a estrutura dos contornos de clulas dendrticas. O efeito do tratamento de solubilizao deixar menos evidente os contornos de clulas finas, que foram submetidas alta taxa de solidificao. A estrutura da clula bem definida na estrutura grosseira (com dendritas maiores) e indefinida na estrutura refinada (dendritas menores) depois de solubilizadas (figura 20a e b). Os contornos de clulas so ainda melhor definidos nas estruturas grosseiras, obtidas por baixas taxas de solidificao, de ligas modificadas por Sr. (Figura 20c) (CCERES; DAVIDSON; GRIFFITHS, 1995).

(b) (a)

50

Figura 20. Exemplos do efeito do tratamento de solubilizao por 22hs a 540C sobre a estrutura celular: (a) liga no modificada, tamanho de clula de 115m, (b) liga no

modificada, tamanho de clula 26m, (c) liga A356 modificada por Sr, tamanho de clula de 115m (CCERES; DAVIDSON; GRIFFITHS, 1995).

No processo de fabricao de metal semislido (reofundio) (SSM), obtida uma estrutura livre de dendritas, com uma forma quase esfrica. A figura 21a mostra uma micrografia da liga A356 bruta de fundio (com 0,28%Mg), no qual o material tem gros primrios de estrutura globular e fino euttico. O tratamento de solubilizao de 1 h a 540C muda a estrutura euttica para uma estrutura do tipo globular (figura 21b) (MLLER; GOVENDER; STUMPF, 2007).

(a) (b)

(c)

51

Figura 21. Micrografia ptica da liga A356 (com 0,28%Mg) modificada por Sr: (a) bruta de fundio, (b) solubilizada a 540C por 1 h (MLLER; GOVENDER; STUMPF, 2007).

Porosidades

Maiores taxas de solidificao diminuem o tamanho e a quantidade de poros (CCERES; DAVIDSON; GRIFFITHS, 1995).

3.10 PROPRIEDADES MECNICAS DA LIGA A356

Para um dado teor de Mg e Fe, ignorando os efeitos da porosidade, a ductilidade e a resistncia dessas ligas dependem da escala da estrutura dendrtica, do tamanho e morfologia das partculas de Si e da condio de tratamento de solubilizao e envelhecimento. (CACERES; DAVIDSON; GRIFFITHS; WANG, 1999).

A principal concluso de trabalhos realizados em ligas do tipo A356 e A357 que o aumento na concentrao de Mg induz para um aumento da resistncia e uma reduo da ductilidade, enquanto que o aumento na concentrao de Si, principalmente, reduz a ductilidade (PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

A taxa de resfriamento tem um efeito direto sobre o tamanho e distribuio das fases obtidas nos fundidos, como tambm nas propriedades de trao. A taxa de resfriamento frequentemente expressa em termos do tamanho dos braos dendrticos secundrios, ou do espaamento entre os centros dos braos dendrticos secundrios (SDAS ou DAS). O aumento na taxa de resfriamento corresponde ao decrscimo do DAS (ou pequenos DAS) e melhora as propriedades mecnicas da liga. Com o decrscimo do DAS, o tamanho e a quantia de microconstituintes que precipitam (incluindo os intermetlicos de ferro e os intermetlicos

(a) (b)

52

contendo Mg) decrescem, e uma disperso mais fina pode ser alcanada. O tamanho e a forma do Si euttico se tornam menores e menos acicular, obtendo-se uma estrutura euttica mais refinada. Tambm devida microestrutura mais fina alguns poros so menores, uma distribuio mais uniforme dos poros alcanada e a tendncia de formar porosidade interconectada reduzida. (BOILEAU, 1998, NAVA VAZAQUEA, 1996 apud MA; SAMUEL, 2004).

A tenso de escoamento aumenta com o teor de Mg, entretanto, em ligas com 0,7% de Mg, a tenso de escoamento menor do que o esperado, possivelmente porque parte de Mg perdido para as fases ferro pi.

A ductilidade menor em ligas com maior Mg, especialmente em ligas modificadas por Sr, comparado s ligas com baixo Mg. A perda da ductilidade de ligas no modificadas causada pelas grandes partculas de Si. A figura 22 mostra a variao da ductilidade e do tamanho das partculas de Si em funo da taxa de resfriamento (DAS > < taxas de resfriamento), na condio bruta de fundio das ligas. Estrutura mais refinada maior a ductilidade. A presena de grandes partculas da fase intermetlica pi induz para uma diminuio na ductilidade de ligas modificadas por Sr. Partculas de Si grandes e alongadas tendem a trincar mais cedo durante a deformao plstica. O efeito das partculas de Fe balanceado pelo efeito do refino da taxa de resfriamento (CACERES; DAVIDSON; GRIFFITHS; WANG, 1999).

53

(a)

(b) Figura 22. Ductilidade e tamanho das partculas de Si em funo do DAS. (a) liga 356 (com

0,4% em peso de Mg) no modificada, (b) liga 357 (com 0,7% em peso de Mg), no modificada (CACERES; DAVIDSON; GRIFFITHS; WANG, 1999).

A fratura dessas ligas principalmente controlada pelas partculas de Si e dos intermetlicos de ferro . Com o aumento do comprimento das plaquetas o alongamento e o limite de resistncia decrescem. O Sr tambm fragmenta as partculas de ferro diminuindo o tamanho delas (Ma; Samuel, 2004).

As propriedades mecnicas estticas da liga A356 thixoformada em T6 x 3 (3 min. de solubilizao a 540C, tmpera em gua fria e 4 h a 160C de envelhecimento artificial), comparada s condies brutas de fundio (F), T5 (4 h a 160C) e T6 (12 h a 540C, tmpera em gua, 4 h a 160C) podem ser vistas na figura 23. Devido ao tratamento de esferoidizao do silcio (SST), no T6 x 3, os resultados no valor mdio de alongamento so 70% maior do que do valor de T5 com euttico do Si fibroso, onde tratamento de solubilizao no

Alo

nga

men

to

Alo

nga

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AL Partculas

Partculas AL

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an

ho da

pa

rtc

ula

(

m)

Tam

an

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pa

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ula

(

m)

54

realizado. A pequena diferena (15%) de T6 e T6 x 3 da tenso de escoamento indica que a difuso de Si e Mg na matriz de alumnio ocorre quase que totalmente dentro dos primeiros

minutos de SST (OGRIS; WAHLEN; LUCHINGER; UGGOWITZER, 2002).

Figura 23. Propriedades mecnicas estticas de SST (T6 x 3) em comparao s condies F, T5 e T6 da liga A356 thixoformada modificada por Sr (OGRIS; WAHLEN; LUCHINGER;

UGGOWITZER, 2002).

3.10.1 Limite de Resistncia

Longos tempos de solubilizao no afetam a resistncia das ligas AlSiMg. (Figura 24a e b). A resistncia na sua maioria influenciada pela concentrao de Mg na liga. Isto evidenciado pela formao dos precipitados endurecedores `- Mg2Si, quando um aumento na quantia de Mg em soluo slida induz para um aumento na densidade de precipitados. Pedersen et al (2001) associaram a mxima resistncia alcanada nas primeiras horas de solubilizao ao fato do Mg em soluo ter atingido sua mxima solubilidade nas primeiras horas, o que conduziu ao aumento de precipitados aps o envelhecimento. A resistncia da liga praticamente independente do nvel de Si (PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

Estudos indicaram que a nveis baixos de Mg (0,10%), uma resistncia mais alta pode ser obtida quando a concentrao de Si for aumentada de 7% para 11%. Aumentando o nvel de Mg para 0,3%, apenas uma pequena mudana no limite de resistncia foi observado

LE e

LR

(M

Pa)

Alo

nga

me

nto

, AL

(%

)

LE LR AL

55

quando o nvel de Si foi aumentado (KASHYAP et al, 1993 apud PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

Tambm pode ser observado na figura 24(b) que a resistncia no afetada pela modificao da liga por Sr (PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

(a)

(b) Figura 24. Limite de resistncia de ligas com diferentes composies de Si e Mg, (a) no

modificada e (b) modificada por Sr, que foram vazadas em um molde de cobre cilndrico e solubilizadas em um forno de circulao de ar a 540C, temperadas em gua (25C) e

envelhecidas em banho de leo a 150C por 4 h (PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

LR (M

Pa)

LR (M

Pa)

Tempo a 540C (min.)

Tempo a 540C (min.)

56

3.10.2 Ductilidade

Pela mudana na taxa de solidificao, pela modificao qumica e pelo tempo de solubilizao, Cceres et al (1995) mostraram que a ductilidade da liga Al7Si0,4Mg fundida depende do tamanho das clulas dendritas, e do tamanho e forma das partculas de silcio.

Para ligas modificadas e no modificadas por Sr a ductilidade tem um mnimo para clulas de tamanho intermedirias quando solubilizadas a 22 h (figuras 25 e 26). As figuras mostram a ductilidade da liga A356 em funo do tamanho das clulas dendrticas e do tempo de solubilizao. Cceres et al (1995) no explicaram o porque desse mnimo para determinados tamanhos de clulas intermedirias. A ductilidade de materiais, no modificados, com clulas grandes baixa, sendo dominado pelas finas e alongadas partculas de Si. A liga no modificada, solubilizada por tempos curtos (1 h) mais frgil porque as partculas de silcio so mais alongadas.

Fraturas intergranulares so aquelas que ocorrem em materiais com alta ductilidade. De acordo com os autores, os altos alongamentos (ductilidade), observados em clulas menores, esto associados com o desaparecimento dos contornos de clula durante o tratamento de solubilizao (o efeito do tratamento de solubilizao maior em ligas com microestrutura mais refinada) e a conseqente operao de um mecanismo de fratura intergranular. importante saber, que o modo de fratura depende da estrutura celular manter alguma integridade depois do tratamento de solubilizao. Para estruturas mais engrossadas, quando a fratura transgranular, a ductilidade aumenta com o aumento do tamanho de clula, se o tamanho e forma das partculas de Si permanecem constantes (CCERES; DAVIDSON; GRIFFITHS, 1995).

57

Figura 25. Alongamento em funo do tamanho de clulas dendritas brutas de fundio. Liga A356 fundida em molde de areia, no modificada e solubilizada por 1h e 22h, pr envelhecida por 20 horas a temperatura ambiente e envelhecida artificialmente por 6 hs a 170C em banho

de sal. (CCERES; DAVIDSON; GRIFFITHS, 1995).

Figura 26. Alongamento em funo do tamanho de clulas dendritas brutas de fundio. Liga A356 fundida em molde de areia, modificada por Sr e solubilizada 22h, pr envelhecida por 20 horas a temperatura ambiente e envelhecida artificialmente por 6 hs a 170C em banho de

sal. (CCERES; DAVIDSON; GRIFFITHS, 1995).

A combinao de alto teor de Mg e Si afeta a ductilidade. Alto nvel de Si (11%) induz para uma reduo da ductilidade (figura 27a). A mltipla influncia de silcio e magnsio

tempo em 540C

no modificada

Alo

nga

me

nto

Tamanho da clula bruta de fundio (m)

Alo

nga

me

nto

Tamanho da clula bruta de fundio (m)

modificada por Sr

58

ainda mais pronunciada em ligas modificadas. A combinao de baixo Mg e baixo Si na liga Al-7Si-0,2Mg(Sr) resulta em um alongamento a fratura de aproximadamente 15% (figura 27b) (PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

(a)

(b) Figura 27. Alongamento de ligas (a) no modificada e (b) modificada por Sr, que foram

vazadas em um molde de cobre cilndrico e solubilizadas em um forno de circulao de ar a 540C, temperadas em gua (25C) e envelhecidas em banho de leo a 150C por 4 h

(PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

Tratamento trmico de solubilizao de ligas fundidas induz mudanas competitivas na microestrutura. Primeiro, micro tenses resultam da formao de precipitados metaestveis

`- Mg2Si, induzindo uma reduo na ductilidade no alumnio (para primeira hora de

Alo

nga

me

nto

(%

)

Tempo a 540C (min.)

Alo

nga

me

nto

(%

)

Tempo a 540C (min.)

59

solubilizao figura 27a e b). Em segundo, a solubilizao induz mudanas na morfologia dos cristais de silcio. Depois de curtos tempos de tratamento, pequenos cristais de silcio devem fragmentar e as bordas das partculas se tornarem mais arredondadas. Estas mudanas

parecem compensar as tenses criadas pela formao de `- Mg2Si. Em ligas no modificadas, na figura 27a, os cristais de silcio so engrossados e aparentemente no sofrem efeitos do tratamento de solubilizao com tempo prolongado de tratamento (PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

De acordo com esses grficos, 4 horas de solubilizao foi o suficiente para liga Al7Si0,2Mg se aproximar do patamar mximo de ductilidade.

3.10.3 Limite de Escoamento

O resultado de um ensaio de trao realizado por Cceres et al (1995) apresentou limite de escoamento a 0,2% de 276 7 MPa, para uma liga Al7Si0,4Mg fundida em areia,

solubilizada a 540C em 22h, pr envelhecida por 20 horas a temperatura ambiente, e envelhecida artificialmente por 6h a 170C em banho de sal. Esse valor foi encontrado para ambas as ligas, modificada e no modificada por Sr. Para tratamento de solubilizao de 1h

foi encontrado limite de escoamento um pouco abaixo de 270 7MPa, constatando que este

tempo de tratamento no foi o suficiente para dissolver todo o Mg. O limite de escoamento muito sensvel ao teor de Mg na matriz (ZHANG; ZHENG;

JOHN, 2002). Chaudhury et al (2005) realizaram tratamento trmico T4 (solubilizao +

envelhecimento natural) na liga 354, e concluram que o aumento na tenso de escoamento foi devido ao endurecimento da soluo slida ou atravs da formao de precipitados muitos finos depois do envelhecimento natural. O movimento de deslizamento de planos de discordncias, durante o teste de trao, impedido devido presena de tomos de soluto na matriz supersaturada. Tanto os solutos como os precipitados finos formados atravs do envelhecimento natural na matriz de Al aumentam o limite de escoamento da liga.

60

3.10.4 Dureza

Atravs do estudo realizado por Tash et al (2007) para verificar o efeito dos parmetros metalrgicos na dureza de ligas de alumnio 356 e 319, brutas de fuso e tratadas termicamente, pode-se verificar que o tratamento trmico de solubilizao utilizado apresentou uma significativa contribuio no aumento de dureza das ligas (figura 28).

Figura 28. Representao grfica dos valores de dureza das ligas 356 solubilizadas a 540C por 8 horas. Os cdigos se referem as diferentes composies qumicas das ligas utilizadas, e

S as modificadas por Sr (TASH; SAMUEL; MUCCIARDI; DOTY, 2007).

Esse efeito foi atribudo a dissoluo dos intermetlicos presentes na liga. A quantidade de CuAl2 presente na liga 356 foi totalmente dissolvida pelo efeito do tratamento de solubilizao (figura 29(2b)) quando comparada liga bruta de fundio (figura 29(1b)). A frao de Fe-intermetlico mais alta nas ligas no modificadas, como resultado da fragmentao e dissoluo dos intermetlicos pela presena de Sr.

Cdigo das ligas

61

(1) (2) Figura 29. Frao de Fe intermetlico (a) e Cu intermetlico (b) na condio bruta de fundio

(1) e solubilizada (2) (TASH; SAMUEL; MUCCIARDI; DOTY, 2007).

3.10.5 Microdureza

Hernndez-Paz et al (2004) observaram um pequeno aumento na microdureza da matriz da liga A356 no-modificada com o aumento do tempo de envelhecimento natural (Figura 30). O decrscimo nas primeiras horas de envelhecimento natural indica um estgio de formao dos aglomerados. O subsequente aumento da microdureza indica que os pequenos aglomerados ou zonas GP, formados com o envelhecimento natural, esto crescendo lentamente e contribuindo para as propriedades de resistncia dos fundidos.

Ligas 356 Ligas 319

Ligas 356 Ligas 319

Ligas 319 Ligas 356

Ligas 356 Ligas 319

Cdigo das Ligas

Cdigo das Ligas

Cdigo das Ligas

Cdigo das Ligas

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term

etl

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) In

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)

Inte

rmet

lic

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lic

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No modificada Modificada

No modificada Modificada

No modificada Modificada

No modificada Modificada

62

Figura 30. Efeito do envelhecimento natural prolongado sobre a microdureza da matriz da liga A356 no modificadas, solubilizadas a 540C por 4 h, temperadas em gua a temperatura

ambiente e envelhecidas naturalmente (condio T4) (HERNNDEZ-PAZ; PARY; GRUZLESKI, 2004).

3.10.6 Modo de Fratura

A deformao plstica resulta no rompimento das partculas de Si e dos intermetlicos ricos em Fe. Quando o tamanho da clula dendrtica pequena, a quebra concentrada ao longo dos contornos de gro do euttico, assim a fratura intergranular. Quando o tamanho da clula mais larga, a fratura final ocorre pela nucleao de microtrincas e crescimento ao longo dos contornos de clula dendrita, onde a fratura pode ento ser designada como transgranular (CACERES; DAVIDSON; GRIFFITHS; WANG, 1999).

Cceres et al (1995) verificaram que tanto para ligas modificadas como no modificadas, o modo de fratura transgranular para grandes tamanhos de clulas dendritas e intergranular para tamanhos de clulas finos. Nas estruturas engrossadas, com contornos de clula evidente, as partculas de silcio quebradas so localizadas com igual probabilidade nas clulas e nos contornos de gro, enquanto que, nas estruturas mais finas, as partculas quebradas so localizadas preferencialmente nos contornos de gro. Sabe-se que a quebra de partculas de silcio em ligas Al7Si0,4Mg comea na deformao plstica de aproximadamente 1%-2%.

Nm

ero

de

M

icro

dure

za V

icke

rs

Tempo de Envelhecimento Natural (h)

63

Cceres et al no chegaram a investigar, mas acreditam que o tamanho da clula em que a transio no modo de fratura observado, deve variar com a durao do tratamento de solubilizao.

A figura 31 mostra uma microestrutura prxima a superfcie de fratura de amostras de uma liga Al-11Si-0,2Mg na condio no modificada. Na micrografia observa-se que a ruptura ocorre nos frgeis cristais de silcio (PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

Logo maior quantidade de Si na liga reduz a ductilidade.

Figura 31. Microestrutura prximo a fratura da liga AlSi11Mg0,2 no modificada. (a) bruta de fundio, (b) solubilizada a 540C por 24 horas (PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

A nucleao de trincas provavelmente comea com a quebra de partculas frgeis de silcio. De uma s vez uma grande quantia de partculas de Si so trincadas. As trincas crescem pela ligao (propagao) das microtrincas formadas atravs da quebra das partculas de Si. Com um pequeno espao entre as partculas, mais fcil para as microtrincas se ligarem e formar uma trinca (ZHANG; ZHENG; JOHN, 2002).

A figura 32 mostra a evoluo microestrutural do Si, durante o tratamento de solubilizao, para ligas no-modificadas (fig. 32a-c) e modificadas por Sr (fig. 32d-f).

A estrutura que aparece como partculas separadas , na realidade, uma cadeia de placas de Si, que so mais ou menos conectadas umas s outras.

O tratamento trmico de solubilizao inicial induz para um arredondamento das bordas das placas, e deve assumir que placas mais finas se fragmentam (figura 32b). As placas mais engrossadas comeam a formar baas, que se estendem da periferia e de dentro das placas. Essas baas aparecem na forma de salincias nas placas em posies onde o total de curvatura alto. Na figura 32(c), as baas ficaram mais profundas e se formaram reas tipo bastes.

(a) (b)

64

Enquanto as placas engrossadas esto se desintegrando com o tratamento para formar bastes finos na estrutura no modificada (figura 32c), em ligas modificadas, bastes finos esto presentes na estrutura bruta de fundio (figura 32d). Isso torna evidente que estruturas bem modificadas esferoidizam mais rapidamente do que as placas engrossadas em ligas no modificadas (comparando as figura 32f e 32c) (PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

Figura 32. Cristais de Si na regio euttica de ligas AlSi11Mg0,6. Ligas no modificadas: (a) bruta de fundio, solubilizada a 540C por (b) 4 h (c) 24 h e Ligas modificadas por Sr: (d)

bruta de fundio, solubilizada a 540C por (e) 4h e (f) 24 h. Ataque profundo. MEV (PEDERSEN; ARNBERG, 2001).

(a) (b)

(c) (d)

(e)

65

A ductilidade do material depende do estado de dureza e do tamanho e morfologia dos cristais de Silcio. Uma estrutura euttica no modificada com placas de silcio coalescidas, induz a uma rpida reduo da rea da carga suportada quando as placas so trincadas e, desde que as placas so interconectadas, a trinca pode se propagar rapidamente atravs da estrutura.

Quando o tamanho dos cristais de silcio reduzido e a fragmentao toma lugar, a reduo da rea da carga aplicada menos instantnea quando, a trinca tem que propagar atravs do alumnio que mais dctil.

Tem sido demonstrado que as propriedades mecnicas so altamente influenciadas pela microestrutura do material, se eles so placas de silcio coalescidas ou bastes ou pequenos precipitados endurecedores. Consequentemente, as propriedades mecnicas podem estar relacionadas com a durao do tratamento trmico de solubilizao (PEDERSEN; ARNBERG, 2001).