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ÇOS - DEZ. 2012
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sobre a resis ê cia
térmica das ligas
de AISi fundidas
Este trabalho
apresenta um estudo
elaborado com a
finalidade de
determinar a
extensão e dentro de
qual faixa a
concentração de
níquel contribui para
aumentar a
resistência térmica
das ligas de AISi
hipoeutéticas.
Florian Stadler e Helmut Antrekowitsch são do depto de Metalurgia de Metais Não Ferrosos da
Universidade de Leoben, Werner
Fragner é da Amag Casting, e
Helmut Kaufmann é da Áustria
Metal! GmbH; todos da Áustria. Peter
J Uggowitzer é do departamento
de Ciéncia de Materiais da ETH
Zürich, da Suíça. O artigo Der
Einfluss von Nickel aut die Warmfestigkeit von AISi-Gusslegierungen
foi originalmente
publicado na
revista alemã Giesserei n? 8, de
2011, págs. 26-31. Reprodução
autorizada pelo editor. Tradução de
Themistocles Rodrigues Júníor.
Graças às suas boas propriedades de fundição, alta resistência, resistência ao desgaste e
condutividade térmica, as ligas de
alumínio-silício (AlSi)com múltiplos
componentes são utilizadas na
fabricação das mais variadas peças
para a indústria automobilística, as
quais muitas vezes são expostas a
uma solicitaçãotérmica considerável
Em virtude das exigências legais
em relação ao aumento da eficiência e compatibilidade ambiental dos componentes do motor, os
requisitos dos materiais aumentam
constantemente, inclusive com
relação às suas propriedades em
altas temperaturas!+ 7,9,101,
Em um grande número de fontes literárias, o níquel (Ni)é descrito
como sendo um elemento de liga
decisivo, que contribui significativamente para a obtenção da
melhora da resistência térmica de
materiais fundidos em ligas de
alumínio-silício,
Este elemento forma uma série
de compostos intermetálicos de
alumínio, como por exemplo o
Al3CuNLo A13Ni2'o Al7Cu4Ni e o
AlgfeNi Eles são termicamente
estáveis e melhoram as propriedades mecânicas em temperaturas
elevadas de modo mais ou menos
pronunciado, dependendo da morfologia, do tamanho e da porcentagem volumétrícsr= 5,7-9, li, 12J,
Entretanto, uma desvantagem
da utilização do níquel é o seu alto
preço, que supera o do cobre (Cu)
Para se ter uma ideía. em julho de
2010 o níquel custava quase o
triplo do cobre,
Por este motivo, tanto os produtores da liga como a indústria
automobilística têm um grande
interesse econômico em manter o
teor de níquel o mais baixo
possível nas ligas, sem prejudicar
muito o seu desempenho em altas
temperaturas,
O objetivo do trabalho no qual
este artigo é baseado foi analisar
qual a extensão e dentro de qual
faixa de concentração o níquel
contribui para a melhora da
resistência térmica dos materiais
fundidos em ligas de alumíniosilício, Além disso, procurou-se
esclarecer qual mecanismo de
aumento da resistência está sendo
aplicado e qual a quantidade
necessária de níquel requerida
para este fim,
Ensaios experimentais
Dentro do contexto deste estudo, foram fabricadas sete ligas
com base nos sistemas A1Si7 e
A1Si12, com diferentes teores de
níquel A tabela 1 traz a composição destas ligas,
Elas foram fabricadas em um
forno a indução com capacidade
para 100 kg, na fundição piloto de
uma empresa, Em todas as variantes, foiefetuado um ajuste constante
17 - FUNDiÇÃO
da temperatura do banho fundido para
um valor de 750 ± 10°C
A fundição de barras de tração foi
realizada em um molde permanente
(coquilha) de aço, que foi preaquecido
para uma temperatura de 320 ±5°C e
revestido com nitreto de boro antes
de cada vazamento.
Os tratamentos térmicos realizados
compreenderam um recozimento de
solubilização de 8h a 495°C, seguido
de um resfriamento brusco em água
até a temperatura ambiente. Logo em
seguida, foi efetuado um superenvelhecimento por 100h a 250°C, o qual
foi feito em um forno de ar círculante.
A fabricação de barras de tração
MIO se deu de acordo com a norma
DIN 601252004-01, com 48 mm de
comprimento e 8 mm de diâmetro. Os
valores mecânicos característicos
mencionados no subtítulo Resultados
dizem respeito ao valor médio de pelo
Fu; 1 - Lavagem com nitrogênio, para a
preparação de uma carga (Foto Amag)
menos três barras de tração fundidas
separadamente.
As propriedades mecânicas das
ligas em temperaturas elevadas foram
determinadas com o auxílio de ensaios
de tração a quente, executados a
250°C. Ainterpretação metalúrgica dos
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Fig. 2 - Parômetros mecânicos das ligas após um tratamento de envelhecimento a
250°C, durante lOOh (T7). grupo 1 (a), grupo 2 (b)
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e SERViÇOS - DEZ. 2012
resultados exigiu ainda a fabricação
de micrografias das diversas variantes
e a sua análise no microscópio óptico
e no microscópio eletrônico de
varredura.
A exposição da estrutura de silício
(Si) nas ligas escolhidas foi feita via
ataque químico profundo à temperatura de 50°C, por meio de uma
solução de NaOH (20%) concentrada.
As análises das imagens para a
determinação visual das proporções
das fases foram executadas com o
auxílio do software AxioVision v4.8.2.
O cálculo termo dinâmico das proporções das fases foi efetuado com o auxílio do pacote de software Pandat V71131.
Resultados
Ensaios de tração
A figura 2a apresenta os resultados
dos ensaios de tração a quente para
as ligas do grupo L com 7% de silício
Nela, é possível reconhecer um aumento significativo da resistência térmica
após a adição de até 1% de níquel
Olimite de escoamento do AISi7NiI
ficou aproximadamente 30 MPa acima
do verificado na liga AISi7, o que
corresponde a um aumento em torno
de 70%. Entretanto, um novo aumento
do teor de níquel (para 1,5%) não
resultou em uma melhora adicional da
resistência térmica.
A figura 2b apresenta as propriedades mecânicas das ligas com
posição próxima ao eutetíco (12% de
silício) Neste caso, o acréscimo de
níquel também resultou em um
aumento significativo da resistência
térmica. No entanto, contrariamente às
variantes hípoeutétícas. concentrações
de níquel superiores a I% resultaram
em um outro aumento da resistência
térmica .
Afigura 2 mostra os valores do limite
de escoamento técnico com uma
deformação plástica de 0,2%, enquanto a tabela 2 indica os dados do limite
de escoamento para dilatações de
0,01 % e 0,05%.
A adição de níquel aparentemente
leva a um aumento geral do limite de
escoamento e do limite de escoamento 0,2%, o que não é apenas[3
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Fig. 3 - Micrografia das ligas do grupo I tratadas termicamente (T7). feita em
microscópio optico. a) Cristal misto de alumínio-a. b) Si eutético. c) fase Fe(MnJ, d)
fases baseadas em níquel.
consequência de um endurecimento a
frio elevado.
Exames da estrutura
A figura 3 mostra as imagens das
ligas do grupo 1 feitas no microscópio
óptico. Nestas micrografias, os seguintes componentes da estrutura são
reconhecíveis cristal misto de Al-a (a),
silício eutético (b), Fe(Mn) (c) e fases
com teores de níquel (d).
Aproporção das fases intermetálicas
aumentou com a elevação da concentração de níquel As análises das
imagens para o registro das fases
primárias mostraram que a sua porcentagem volumétrica aumentou em
torno de 2% para cada 0,5% de níquel
Isso só pode ser atribuído à formação
do composto intermetálico Al3NLjá que
a proporção do silício eutético e das
fases com teores de Fe(Mn) são
independentes do teor de níquel
Com o auxílio do microscópio eletrônico de varredura e das análises
espectrográficas feitas com o equipamento de raiosXpor dispersãode energia,
foi possível determinar a composição
média das fases com teores de níquel.
A tabela 3 apresenta a composição do
composto intermetálico Al3Ni
A solubilidade dos elementos residuais (ferro, silício, cobre e manganês)
pode ser atribuída aos erros analíticos
dentro do contexto da medição via raios
Xpor dispersão de energia.
Discussão
No estado de equilíbrio, o sistema
binário alumínio-silício formou um
eutético à teIT.~:;::-:õ.~:õ.:::':õ =~-:'~C
e com
12,6% de seco- - .. D :::..::: ca :.'.gacom
0,4% de terro. ::.::= = :::: :::'éL'lganês,
0,1% de cobre e :: -= . ::::: :::::!agnésio,o
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::õ.:i" para 13%
de silício (calc.i'ado ::;:::. c software
Pandatl'3J) .
A porcentaqem de C:=-5::~ misto de
alumínio-a alcançou ;:;~::'::-:ê.S !igas do
sistema AlSi7 e 9:: r.as vanantes
eutéticas (ver ínser:o de. =:'gura 4)
níquel alterou a transformação eutética
de tal modo, que a formação do silício
eutético e da fase íntermetáãca Al3Ni
se deu simultaneamente no .ínat da
solidificação, resultando em um
sistema geometricamente enlaçado de
partículas duras.
Depois de um ataque químico
profundo de AlSi7Ni1.5, foi possível
representar o silício eutético e as fases
com teor de níquel separadamente, por
meio do mapeamento com raios Xpor
dispersão de energia, feito no microscópio eletrônico de varredura (figura
5). Quando estes mapeamentos foram
sobrepostos, foi possível reconhecer
claramente que as fases de silício e
do composto intermetálico formaram
estruturas entrelaçadas.
A microestrutura das ligas consideradas pode ser descrita como
sendo bifásica grosseira com duas
fases (cristal misto de alumínio-a
primário e eutético E).
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Temperatura
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(DC)
Fig. 4 - Teores das fases da liga 3 (AISi7Nil), calculados no equilíbrio
ra
Apesar do eutético E ser claramente
mais duro do que a matriz de alumínio,
ele só pode contribuir para a resistência geral quando for possível transferir
uma tensão para ele. Isso requer uma
J,
rede contínua da fase de reforço(15que
realmente existe nas ligas examinadas.
Até aquelas variantes com teor de silício
relativamente baixo (de 7%) e uma
porcentagem volumétrica do eutético
de 46% formam uma rede contínua da
fase eutétíca. a qual é capaz de suportar uma carga maior do que o cristal
misto de alumínio-a" que é mais macio.
o próprio eutético E consiste em um
alumímo-o, eutétíco mais ou menos
macio e fases duras dos tipos silício
eutético e composto intermetálico
(AI2Ni).Por este motivo, o eutético E
também deve ser considerado um
compósito, que é submetido aos
mesmos pré-requisitos para a transferência das tensões.
Antes de apresentar uma explicação
mais precisa da contíquídadet'" da fase
de silício eutético e do composto
intermetálico Al3Ni em função da
concentração de níquel, é necessário
considerar mais detalhadamente a
estabilidade térmica do silício eutético
e do composto íntermetáüco.
Durante o recozimento de solubilização, ocorre uma conformação mais
ou menos acentuada do silícioeutétíco.
de acordo com a duração do processo.
Isto resulta na alteração da relação dos
comprimentos e na perda da interconectividade das partículas de silício
A conformação do silício eutético foi
tão avançada depois do recozimento
de solubilização durante 24h à
temperatura de 540°C, que a liga
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21 - FUNDiÇÃO e SERViÇOS - DEZ. 2012
A1Si12 apresentou a mesma
resistência que a da variante
com apenas I % de silício O
caráter do material foi alterado
do tipo compósito reforçado
com fibras para reforçado com
partículas'" 16]
Porém, a morfologia da fase íntermetálica Al3Nisofreu uma influência
relativamente pequena pelo recozimento de solubilização, o que se
torna evidente nas imagens da
estrutura. O fator decisivo neste caso
foi a presença do composto interrnetálico A13Ni,que reduziu consideravelmente a conformação e a perda da
interconectividade do silício eutétíco.
Os compostos intermetálicos
de
alumínio e o silícioformaram estruturas
3D entrelaçadas. que não perderam a
sua contiguidade mesmo depois de
longos tempos de recozimentos'
Esta tese de estabilização é reforçada pelo fato do acréscimo de níquel
resultar em um aumento da resistência,
com deformações plásticas muito
pequenas (tabela 2) Este efeito é
explicado brevemente da seguinte
forma por meio da incorporação de
fases duras em uma matriz de alumínio
macia (por exemplo, uma fase de silício
isolada depois do recozimento de
solubilização no cristal misto de
alumínio-a), tem-se a formação
de uma estrutura que pode ser
comparada com a de um compósito. No entanto, o espaçamento entre as partículas em
materiais reforçados com elas
é muito grande para limitar a liberdade
de movimento dos deslocamentos'v'
De acordo com Ashby e outros=.
em virtude da incorporação de fases
secundárias duras, o endurecimento da
matriz ocorre apenas quando se
alcança um determinado grau de deformação plástica como, por exemplo,
Tab. 4 - Teor do composto intermetãlico AI3Ni na fase eutética. O teor
de silício no eutético
em 11,7%,
Ni (%1
7% de Si (teor no
eutético: 0,461
12% de Si (teor no
eutético: 0,911
13% de Si (teor no
eutético: 11
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tividade (C""" C _=2:;:;0:S de alcançar
um valor limite s:.::;:;e:-:.c:-\2), a fase
fica completame-re =~erligada e a
contiguidade é géLar:=da.Um aumento
adicional da porcentapem volumétríca
da fase dura VHnão exerce qualquer
influência significativa sobre a melhora
da contiguidade (ügura 6).
A porcentagem de silício na fase
eutética permaneceu constante em
1L7%, o que parece ser suficiente para
a obtenção da ligação contínua do
silício eutético no estado bruto de
fundição.
Entretanto, durante o recozimento
de solubilização, o silício eutético é
conformado e a sua forma é alterada
de acicular interligada para esférica
isolada. Desta maneira, a fração VHG1
é deslocada no sentido de valores mais
altos. Na presença do composto
intermetálico Al3Nitêm-se dois efeitos
importantes:
Fig. 5 - Micrografias da liga 4 (AlSi7Nil,5) após um ataque profundo, feitas em
microscópio eletrónico de varredura. a} Sem mapeamento, b} com mapeamento do
silício, c} com mapeamento do níquel; d} com mapeamento do silício e do níquel.
de 0,2% Esta deformação resulta em
deslocamentos
geometricamente
necessários,
que compensam os
gradientes de tensão e possibilitam
uma deformação compatível para
ambas as fasesl18J
Uma comparação dos valores de
Rpo.OJ'RPO.05e RpO.2(tabela 2), porém,
mostra que mesmo com um alongamento à ruptura muito pequeno,
tem-se um endurecimento significativo
em razão do níquel.
Por este motivo, o aumento da
resistência observado não pode ser
explicado como sendo consequência
da formação de deslocamentos
geometricamente necessários (aumento da densidade de deslocamento
e do limite de escoamento resultante).
O endurecimento pode ser atribuído à
transferência das tensões, em função
da contiguidade aprimorada da fase
de silício eutético e do composto
intermetálico Al3Ni.
Contiguidade da fase de silício
dentro do eutético
De acordo com a referência bibliográfica 19, a contiguidade (CH)de
uma fase dura (H) depende fortemente
de sua porcentagem volumétrica (VH)
Os autores definem uma fração
volumétrica mínima VHG1, a qual é
determinada
pela forma e pela
disposição da fase de reforço. Com o
silício eutético abaixo desta fração,
não existe mais nenhuma conec-
• a porcentagem volumétrica das
fases duras aumenta
• a conformação do silício eutético é
impedida
Por estes motivos, a contiguidade
é aprimorada
Conforme mencionado, a adição de
até 1% de níquel resulta em uma
melhora significativa da resistência
térmica. Olimite de escoamento da liga
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Volume, VH
Fig. 6 - Influência do teor das fases endurecidas no eutético sobre a resistência e a
contiguidade
[3
AlSi7, isenta de níquel, pode ser
aumentado em aproximadamente
30 MPa (70%). Um outro aumento da
concentração deste elemento, para
L5%, não acarreta em um incremento
adicional da resistência.
No caso da liga AlSi12, a adição de
1% de níquel possibilitou um aumento
da resistência de 15 MPa, enquanto o
limite de escoamento e a resistência
à tração aumentaram 20 MPa. Neste
caso, a elevação da concentração de
níquel para 2% resultou em um outro
melhoramento da resistência, contrariamente à liga AlSi7.
Dependendo da proporção da
fase eutética na liga, urna quantidade maior ou menor de níquel é
necessária para a restauração da
contiguidade. Como software Pandat'".
foi possível determinar o teor do
composto intermetálico Al3Ni dentro
da rede eutética E.
Para urna concentração de silício de
13% (100% de fase eutética para as
ligas examinadas), foi realizada urna
variação sistemática do teor de níquel
de 0,5% até 3%. Os resultados
reunidos na tabela 4 servem corno
base para o cálculo da proporção
eutética nas ligas AlSi7 e AlSi12. Os
valores para o caso de 13% de silício
devem ser reduzidos para a proporção
eutética da respectiva liga (46% para
a AlSi7 8...91% para a AlSiI2).
A porcentagem do composto íntermetálico A13Nino eutético aumenta
linearmente corno teor crescente de
níquel. Entretanto, os valores absolutos variam fortemente em dependência da quantidade da fase eutética
na liga.
Um por cento de níquel na liga
AlSi7 corresponde a urna fração do
composto intermetálico A13Ni de
4,04%, enquanto a mesma concentração na liga AlSi12 resulta em
um valor de 2,07%. Isso coincide bem
com as análises das imagens apresentadas no subtítulo Resultados.
Com relação à ideia de urna rede
interligada de fases duras, é necessário
adicionar os valores da tabela 4 aos
1L7% de silícioda fase eutética, o que
resulta na grandeza VH Quando a
porcentagem volumétrica total de fases
duras alcança o valor VHG1, é possível
efetuar urna transferência das tensões
para a rede eutética. Urna ultrapassagem do valor do limite superior de
VH G2 não resulta em melhoras adicionais
da contiguidade, enquanto a resistência
permanece inalterada.
Para a ligaAlSi7, este limitefoialcançado aparentemente com urna concentração de níquel de 1%, o que resultou
o..
=G
Nesta equação, CíM define a tensão atuante na matriz
macia, enquanto CíHCdescreve a tensão que age no volume
de contiguidade.
Com um valor predeterminado
para CH, em
dependência
da temperatura
e da duração do
tratamento térmico, a porcentagem volumétrica da fase
eutética é a grandeza que influencia decisivamente a
resistência. Ela assume quase o dobro do valor na
liga AlSi12 em relação à liga AlSi7, motivo pelo qual a
resistência da liga AlSi12 fica significativamente acima
da liga hipoeutética.
Conclusões
o níquel aumenta a resistência térmica das ligas
fundidas de alumínio-silício, graças à estabilização da
contiguidade da rede eutética de silício. Isso pode ser
alcançado com o aumento da porcentagem volumétrica
das partículas duras VHna fase eutética. A ultrapassagem
do limite superior VHG2 não resulta em melhoras
adicionais da interconectividade, enquanto a resistência
permanece inalterada.
No caso da liga AlSi7, um acréscimo de 1% de níquel
pode assegurar a contiguidade. A liga A1Si12, por outro
lado, apresenta um aumento linear da resistência, com
uma concentração crescente de níquel de até 2%.
Com um valor predeterminado da contiguidade CH,
em dependência da temperatura e da duração do
tratamento térmico, a porcentagem volumétrica da fase
eutética é a grandeza que influencia decisivamente a
resistência. Por este motivo, a resistência da liga A1Si12
é significativamente superior à da liga hipoeutética com
7% de silício
Q
I]
2]
3]
4]
5]
6]
7]
8]
9]
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