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A lnfluência do Ni sobre a resistência térmica das ligas de AlSi fundidas

Data: 10/01/2013
Fonte: Fundição e Serviços

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 solicitação térmica 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.

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 Al₃CuNi, o Al₃Ni₂, o Al₇Cu₄Ni e o Al₉FeNi. 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 volumétricas.

Entretanto, uma desvantagem da utilização do níquel é o seu alto preço, que supera o do cobre (Cu). Para se ter uma idea, 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 alumínio-silício. 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 AlSi7 e AlSi12, 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, foi efetuado um ajuste constante 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 circulante.

A fabricação de barras de tração M1O 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 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 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 V7.

Fig.1 - Parômetros mecânicos das ligas após um tratamento de envelhecimento a
250°C, durante lOOh (T7) grupo 1 (α), grupo 2 (b)

Resultados

 Ensaios de tração

A figura 2a apresenta os resultados dos ensaios de tração a quente para as ligas do grupo 1, com 7% de silício. Nela, é possível reconhecer um aumento significativo da resistência térmica após a adição de até 1% de níquel.

O limite de escoamento do AlSi7Nil ficou aproximadamente 30 MP a acima do verificado na liga AlSi7, 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 hipoeutéticas, concentrações de níquel superiores a 1% resultaram em um outro aumento da resistência térmica.

A figura 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 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-α (a), silício eutético (b), Fe(Mn) (c) e fases com teores de níquel (d).

A proporção 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 Al₃Ni, já 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 raios-X por dispersão de 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 temperatura de 577°C e com 12,6% de silício. No caso da liga com 0,4% de ferro, 0,3% de manganês, 0,1% de cobre e 0,4% de magnésio. O ponto eutético foi deslocado para 13% de silício (calculado com o software Pandat).

A porcentaqem de cristal misto de alumínio-a alcançou 54% nas ligas do sistema AlSi7 e 9% nas variantes eutéticas (Fig. 2). O níquel alterou a transformação eutética de tal modo, que a formação do silício eutético e da fase íntermetálica Al₃Ni se deu simultaneamente no finat 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 X por dispersão de energia, feito no microscópio eletrônico de varredura. 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).

Fig.4 Teores das fases da liga 3 (AlSi7Ni1), calculados no equilíbrio

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 rede contínua da fase de reforço, ue realmente existe nas ligas examinadas. Até aquelas variantes comteor 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-α_E, eutético mais ou menos macio e fases duras dos tipos silício eutético e composto intermetálico (Al₂Ni). Por este motivo, o eutético e também deve ser considerado um compósito, que é submetido aos mesmos pré- equisitos para a transferência das tensões.

Antes de apresentar uma explicação mais precisa da contiguidade 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 intermetálico.

Durante o recozimento de solubilização, ocorre uma conformação mais ou menos acentuada do silício eutético, 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 AlSi12 apresentou a mesma resistência que a da variante com apenas 1% de silício. O caráter do material foi alterado do tipo compósito reforçado com fibras para reforçado com partículas.

Porém, a morfologia da fase intermetálica Al₃Ni sofreu 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 intermetálico Al₃Ni, que reduziu consideravelmente a conformação e a perda da interconectividade do silício eutético. Os compostos intermetálicos de alumínio e o silício formaram 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.

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, de 0,2%. Esta deformação resulta em deslocamentos geometricamente necessários, que compensam os gradientes de tensão e possibilitam uma deformação compatível para ambas as fases.

Uma comparação dos valores de Rρ_0,01 Rρ_0,05 Rρ_0,2 (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 (C^H) de uma fase dura (H) depende fortemente de sua porcentagem volumétrica (V^H).

Os autores definem uma fração volumétrica mínima V^H_G1, a qual é determinada pela forma e pela disposição da fase de reforço. Com o silício eutético abaixo desta fração, não existe mais nenhuma conectividade (Ch =~ 0). Depois de alcançar um valor limite superior (V^H_G2), a fase fica completame interligada e a contiguidade é garantida. Um aumento adicional da porcentagem volumétrica da fase dura V^H não exerce qualquer influência significativa sobre a melhora da contiguidade (Fig. 6).

A porcentagem de silício na fase eutética permaneceu constante em 11,7%, 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 V^H_G1 é deslocada no sentido de valores mais altos. Na presença do composto intermetálico Al₃Ni têm-se dois efeitos importantes:

• 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. O limite de escoamento da liga AlSi7, isenta de níquel, pode ser aumentado em aproximadamente 30 MPa (70%). Um outro aumento da concentração deste elemento, para 1,5%, não acarreta em um incremento adicional da resistência.

Fig. 6 Influência do teor das fases endurecidas no eutético sobre a resistência e a contiguidade.

No caso da liga AlSi12, a adição de1% 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, uma 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 uma concentração de silício de 13% (100% de fase eutética para as ligas examinadas), foi realizada uma variação sistemática do teor de níquel de 0,5% até 3%. Os resultados reunidos na tabela 4 servem como 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 91% para a AlSi12).

A porcentagem do composto íntermetálico  Al₃Ni no eutético aumenta linearmente como 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 uma fração do composto intermetálico Al₃Ni 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 uma rede interligada de fases duras, é necessário adicionar os valores da tabela 4 aos 1,7% de silício da fase eutética, o que resulta na grandeza V^H Quando a porcentagem volumétrica total de fases duras alcança o valor V^H_G1, é possível efetuar uma transferência das tensões para a rede eutética. Uma ultrapassagem do valor do limite superior de V^H_G2 não resulta em melhoras adicionais da contiguidade, enquanto a resistência permanece inalterada.

Para a liga AlSi7, este limite foi alcançado aparentemente com uma concentração de níquel de 1%, o que resultou em uma porcentagem volumétrica de V^H de 15,74%. Valores superiores de V^H de 17,78% (AlSiNi1,5) não exerceram mais nenhuma influência positiva.

Nas ligas eutéticas, foi necessário adicionar 2% de níquel para que fosse alcançado o valor V^H de 15,87%. Isso explica a possibilidade do aumento adicional da resistência das ligas eutéticas por meio da adição de mais de 1 % de níquel.

 A contiguidade da fase eutética E

 A concentração mínima de silício nas ligas fundidas de Al-Si, a quel é necessária para a obtenção da solidificação na rede eutética interligada, ficou em torno de 7%.

Ao comparar as ligas AlSi7 e AlSi12, notou-se que a resistência da liga eutética é atribuído aos diferentes graus de contiguidade, mas sim ao teor variável da faze eutética.

Na bibliografia 19, é apresentada uma versão modificada da regra de mistura linear para os materiais compostos. Nela, Uggowitzer e outros definem um volume de contiguidade V^H_c = V^HC^H, que: σ_tot = σ_M(1-V^HC^H) + σ_HCV^HC^H.

Nesta equação, σ_M define a tensão atuante na matriz macia, enquanto σ_HC descreve a tensão que age no volume de contiguidade. Com um valor predeterminado para C^H, 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 AlSi12em 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 V^H na fase eutética. A ultrapassagem do limite superior V^H_G2 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 AlSi12, por outro lado, apresenta um aumento linear da resistência, com uma concentração crescente de níquel de até 2%.

Com um valor predeterminado da contiguidade C^H, 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 AlSi12 é significativamente superior à da liga hipoeutética com 7% de silício.