INSTITUTO FEDERAL DO ESPÍRITO SANTO
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA METALÚRGICA E DE
MATERIAIS
ANGELO ANTÔNIO REIS
PARÂMETROS DE PROCESSAMENTO PARA TIXOCONFORMAÇÃO DE UMA
LIGA Al-3,8%Si RECICLADA A PARTIR DE LATAS DE ALUMÍNIO
Vitória
2013
ANGELO ANTÔNIO REIS
PARÂMETROS DE PROCESSAMENTO PARA TIXOCONFORMAÇÃO DE UMA
LIGA Al-3,8%Si RECICLADA A PARTIR DE LATAS DE ALUMÍNIO
Dissertação apresentada ao Programa da PósGraduação em Engenharia Metalúrgica e de
Materiais do Instituto Federal do Espírito Santo
como requisito parcial para obtenção do título de
Mestre em Engenharia Metalúrgica e de Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Estéfano Aparecido Vieira
Vitória
2013
(Biblioteca Nilo Peçanha do Instituto Federal do Espírito Santo)
R375p Reis, Angelo Antônio.
Parâmetros de processamento para tixoconformação de uma liga
Al-3,8%Si reciclada a partir de latas de alumínio / Angelo Antônio
Reis. – 2013.
128 f.: il. ; 30cm
Orientador: Estéfano Aparecido Vieira
Dissertação (Mestrado) – Instituto Federal do Espírito Santo,
Programa de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de
Materiais.
1. Alumínio - Metalurgia. 2. Liga de Alumínio - Tratamento
térmico. 3. Metais - Reaproveitamento. I. Vieira, Estéfano Aparecido.
II. Instituto Federal do Espírito Santo. III. Título.
CDD: 669.722
ANGELO ANTÔNIO REIS
PARÂMETROS DE PROCESSAMENTO PARA TIXOCONFORMAÇÃO DE UMA
LIGA Al-3,8%Si RECICLADA A PARTIR DE LATAS DE ALUMÍNIO
Dissertação apresentada ao Programa da PósGraduação em Engenharia Metalúrgica e de
Materiais do Instituto Federal do Espírito Santo
como requisito parcial para obtenção do título de
Mestre em Engenharia Metalúrgica e de Materiais.
Aprovada em 17 de junho de 2013
BANCA EXAMINADORA:
_________________________________
Prof. Dr. Estéfano Aparecido Vieira
Instituto Federal do Espírito Santo - IFES
Orientador
_______________________________________
Prof. Dr. Marcelo Lucas Pereira Machado
Instituto Federal do Espírito Santo - IFES
__________________________________________
Prof. Dr. Conrado Ramos Moreira Afonso
Universidade Federal de São Carlos - UFSCar
DECLARAÇÃO DO AUTOR
Declaro, para fins de pesquisa acadêmica, didática e técnico-científica, que a
presente Dissertação de Mestrado pode ser parcialmente utilizada desde que
se faça referência à fonte e ao autor.
Vitória, 17 de junho de 2013.
Ângelo Antônio Reis
Dedico este trabalho às minhas lindas filhas
Mila e Milena que me deram imensa perseverança,
inspiração e amor.
AGRADECIMENTOS
A Deus,
Agradeço em especial ao Professor Estéfano Aparecido Vieira pelo apoio e
inúmeras orientações.
A todos os professores que colaboram de forma direta ou indiretamente na
elaboração deste trabalho, o meu reconhecimento.
Aos meus colegas do mestrado Ronan, Edson, Armando, Thiago, Conceição,
Paula, Eric, Luciana pelas colaborações.
E por todo apoio e compreensão a minha esposa Ludmila, a minha mãe
Joaquina, aos meus irmãos João Batista, Humberto, Átila, aos meus sobrinhos e a
amiga Maria das Graças.
A Fundação de Amparo à Pesquisa do Espírito Santo – FAPES – pelo suporte
financeiro dado através do Termo de outorga 035/2009 e ao Conselho Nacional de
Desenvolvimento Científico e Tecnológico – CNPq – Edital N0.11/2009.
“É bom, sem dúvida, conhecer-se tudo o que
produziram os grandes homens dos outros
povos; porém muito melhor é saber servir-se do
que eles fizeram para fazer novas descobertas…"
Claude Henry Gorceix
RESUMO
Tixoconformação é a definição genérica utilizada para a conformação mecânica de
ligas no Estado Semi Sólido (ESS). O tixoforjamento é uma derivação da
tixoconformação e consiste em conformar uma liga fundida parcialmente em uma
matriz semelhante ao forjamento convencional cujo processamento se dá sob
frações de sólido superior a 0,5 (fs>0,5). O objetivo do presente trabalho foi
desenvolver uma nova liga de Al-Si adequada para processos de conformação no
ESS, mais especificamente o tixoforjamento. Uma nova liga metálica de Al com 3,8%
de Si foi desenvolvida a partir da reciclagem de latas de alumínio com adição de
silício comercialmente puro. Um aspecto importante nos processos de conformação
no ESS é a busca pela formação da estrutura globular, a qual confere propriedades
mecânicas relevantes quando comparado com a mesma liga com morfologia
dendrítica. O pré-tratamento o qual viabiliza a formação da estrutura globular é
chamado de condicionamento. Neste trabalho, foi estudado diferentes rotas de
condicionamento através de tratamentos termomecânicos (TTM). Foi determinado
que o melhor condicionamento para nova liga é a solubilização a 530 0C por 4h
seguido de resfriamento em água e laminação a 350 0C. No tixoforjamento de peças
foram estudados os principais parâmetros de processamento da liga, ou seja, fração
sólida e tempo de permanência no ESS. As peças obtidas foram termicamente
tratadas por solubilização seguido de envelhecimento artificial (T6). A condição para
o tratamento T6 foi previamente estudada. Para a solubilização, manteve-se a
mesma temperatura e tempo determinados previamente. Através do levantamento
de curvas de dureza chegou-se ao envelhecimento artificial que traz o melhor
resultado ou seja, 185 ºC por 3 horas. A partir das peças tixoforjadas e tratadas
termicamente, corpos de prova foram confeccionados e medidas realizadas
chegaram a um limite de resistência a tração de 334 MPa com alongamento de 14%.
Estes resultados são compatíveis com outros obtidos para ligas tixoconformadas,
porém, oriundas de processos que utilizam matérias primas com grau de pureza
superior, logo de maior custo. O trabalho apresenta de forma prática a possibilidade
de se criar ligas recicláveis para aplicações nobres na indústria automotiva.
Palavras-chave: Alumínio. Silício. Semi Sólido. Reciclagem. Tixoforjamento.
ABSTRACT
Thixoforming is the generic definition used for the mechanical forming of alloy in the
semi-solid state (ESS). The thixoforging is a derivation of thixoforming and it consists
in conforming a alloy partially molten into a matrix similar to the conventional forging
process whose processing occurs normally in solid fractions higher than 0.5 (fs> 0.5).
The goal of this study was to develop a new Al-Si alloy that is appropriate for forming
processes in the ESS, specifically thixoforging. A new Al alloy with 3.8% Si was
developed from recycled aluminum cans with the addition of commercially pure
silicon. An important aspect in the ESS forming process is searching for the formation
of the globular structure, which gives relevant mechanical properties when compared
to the same alloy with dendritic morphology. The pre-treatment which enables the
formation of the globular structure is called conditioning. Different routes of
conditioning through thermomechanical treatments (TTM) have been analyzed in this
study. It has been found that the better conditioning for new alloy is solubilisation at
530ºC for 4 hours followed by cooling in water and rolling 350ºC. The main alloy
processing parameters were studied in thixoforging of pieces, in other words, the
solid fraction and holding time in the ESS. The specimens were thermally treated for
solubilization followed by artificial aging (T6). The condition for the T6 treatment has
been previously studied. It has been kept the same temperature and predetermined
time for solubilization. Through the survey of hardness curves it was obtained the
artificial aging with the best result, 185 ºC for 3 hours. From thixoforging pieces that
were thermally treated specimens were fabricated and measurements have reached
a limit of tensile strength of 334 MPa, with elongation of 14%. These results are
consistent with those ones obtained for thixoforming
alloys, however, they were
derived from processes that use raw materials with a higher purity degree, therefore
higher cost. This study presents in a practical way the possibility of creating
recyclable alloys for noble applications in the automotive industry.
Keywords: Aluminium. Silicon. Semisolid. Recycling. Thixoforging.
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 - Típicas micrografias para liga Al-Si (a) microestrutura de uma amostra de
liga metálica dendrítica (b) microestrutura de uma amostra de liga metálica globular.
.................................................................................................................................. 18
Figura 2 - Sequência de fotos Ilustrando o comportamento mecânico de uma liga
metálica no estado semi sólido devido aos glóbulos sólidos estarem rodeados de
líquido em consequência da elevada temperatura do ESS. ...................................... 19
Figura 3 - Exemplos de interfaces durante o processo de solidificação de ligas (a)
interface difusa e (b) interface plana, lisa ou facetada. ............................................. 28
Figura 4 - Típicas microestruturas para liga A356 (a) Não modificada com a presença
de partículas de silício grosseiras na forma de agulhas e (b) Modificada
evidenciando a morfologia fibrosa do silício.. ............................................................ 32
Figura 5 - Rotas para o processamento no ESS. ...................................................... 37
Figura 6 - Condicionamento por agitação mecânica. (a) esquema construtivo e (b)
detalhe do rotor e cadinho. ........................................................................................ 38
Figura 7 - Condicionamento por agitação eletromagnética (MHD) (a) esquema
mostrando as linhas de fluxo durante o processo de solidificação e (b) esquema do
agitador eletromagnético mostrando as linhas de campo formadas para quebra das
dendritas.................................................................................................................... 39
Figura 8 - Esquema da câmara de deposição spray, mostrando a posição dos
termopares e pirômetro de medição das temperaturas. ............................................ 39
Figura 9 - Esquemas da Nova Reofundição (NRC) e (a) processo utilizando rampa
de resfriamento e (b) processo usando baixo super-aquecimento sem rampa de
resfriamento. ............................................................................................................. 40
Figura 10 - Modelo esquemático proposto por Doherty et al para quebra e
globularização de dendritas de uma liga no ESS sob agitação mecânica (a) criação
de forças cisalhantes entre líquido e sólido, (b) dobramento do braço da dendrita, (c)
formação condição para fragmentação onde a energia de superfície de contorno for
o dobro da tensão superficial líquido/sólido, (d) fratura de braço dendrítico por meio
de vigorosa agitação. ................................................................................................ 42
Figura 11 - Evolução da estrutura durante a solidificação sob vigorosa agitação: (a)
fragmento inicial de dendrita; (b) crescimento da dendrita; (c) e (d) estrutura de
roseta; (e) estrutura globular com pequena quantidade de líquido retido. ................ 43
Figura 12 - Micrografias (a, b) e mapas (c, d) usando a técnica EBSD da liga A356
condicionada por TTM (a, c) laminado (b, d) zero min no ESS .......................... ......45
Figura 13 - Esquema de uma dendrita deformada sendo dividida em várias
partículas globulares no ESS (deformação a quente T=350 ºC e frio à temperatura
ambiente). ................................................................................................................. 46
Figura 14 - Processo de conformação por tixofundição, (a) aquecimento até ESS; (b)
Inserção do material no ESS na máquina de injeção; (c) fundição injetada. ............. 49
Figura 15 - Mecanismo de Ostwald ripening ............................................................. 57
Figura 16 - Mecanismo de coalescência. .............................................................. ....57
Figura 17 - Concentração de soluto nas fases sólido e líquido. (a) condição de
equilíbrio; (b) condição descrita pela equação de Scheil..... ..................................... 60
Figura 18 - Típicos precipitados presentes em ligas de Al-Si-Mg-Cu-Ni. .................. 64
Figura 19 - Modelo de Orowan para discordâncias que contornam precipitados. ..... 69
Figura 20 - Partícula ordenada e posteriormente cortada por uma discordância
produzindo uma nova interface. ................................................................................ 70
Figura 21 - Fluxograma das atividades desenvolvidas .............................................. 72
Figura 22 - Latas de alumínio enfardadas. ................................................................ 74
Figura 23 - Aparato para fusão das latas de alumínio (a) forno de indução, (b)
cadinho de argila-grafite. ........................................................................................... 75
Figura 24 - Lingoteira utilizada para vazar o alumínio metálico (a) e típica placa bruta
de fusão de alumínio reciclado de latas. ................................................................... 76
Figura 25 - Típicas microestruturas brutas de fusão para liga de lata de alumínio
reciclada em (a) presença de precipitados com morfologia variada e no detalhe (b)
escrita chinesa .......................................................................................................... 77
Figura 26 - Módulo de análise térmica diferencial (DTA). ........................................ 79
Figura 27 - Processo de desgaseificação manual de ligas de alumínio (a) ilustração
esquemática do borbulhamento usando pastilhas de hexacloretano e (b) detalhe
mostrando a campânula de grafite utilizada para reter as pastilhas de hexacloretano
e gerar bolhas. .......................................................................................................... 82
Figura 28 - Forno de resistência elétrica utilizado para homogeneizar as placas
obtidas. ...................................................................................................................... 83
Figura
29 - Fluxograma para determinar a melhor rota de condicionamento por
termomecânico para conformação no ESS. .............................................................. 84
Figura 30 - Laminador duo não-reversível do laboratório de metalurgia do IFES. ... 87
Figura 31 - Croqui esquemático do aparato para solubilização e envelhecimento.... 90
Figura 32 - Croqui da matriz utilizada para o tixoforjamento: a) conjunto montado (b)
partes da matriz; base e laterais e c) punção. ........................................................... 91
Figura 33 - Peças tixoforjadas (a) e conjunto de matriz e punção montado na prensa
hidráulica do Laboratório de Metalurgia do IFES. ..................................................... 94
Figura 34 - Desenho do corpo de prova de tração. ................................................... 94
Figura 35 - Conjunto de amostras laminadas. ........................................................... 97
Figura 36 - (a) microestrutura da liga Al3,8Si Bruta de fusão, (b) microestrutura da
liga Al3,8Si solubilizada a 5300C por 6h, evidenciando a dissolução de precipitados
diversos. .................................................................................................................... 99
Figura 37 - Detalhe mostrando típicos precipitados observados na nova liga
Al3,8%Si. (a) Liga bruta de fusão. (b) liga solubilizada a 5300C por 24h. Retirado do
trabalho e Wang e Davidson (c) e (d) detalhe mostrando a presença das fases AlFeMgSi, -AlFeSi e Si .......................................................................................... 105
Figura 38 - Fractografias da superfície faturada dos corpos de prova de tração (a) e
(b) lata reciclada bruta de fusão; (c) e (d) Al3,8%Si bruta de fusão; (e) e (f)
tixoforjada com fs=0,6; (g) e (h) tixoforjada com fs=0,8. A Esquerda aumento de 100
vezes. A direita aumento de 1000X......................................................................... 107
Figura 39 - Microestruturas da liga Al3,8%Si, solubilizadas a 530 0C por 6h mantidas
no ESS a T=610°C, fs=0,6, 20min (a) resfriada na água e laminada a quente,
deformada em 30% (b) resfriada na água, laminada a frio e deformada 20% (c)
resfriada no forno, laminada a quente e deformada 21% (d) resfriada no forno,
laminada frio e deformada 18%............................................................................... 109
Figura 40 - Microestruturas da liga Al3,8Si laminada a 15% e tixoforjada: (a) com
fs=0,6, T=610°C e tempo de permanência no ESS de 10 min; (b) com fs=0,6,
T=610°C e tempo de permanência no ESS de 30 min; (c) com fs=0,8, T=580°C e
tempo de permanência no ESS de 10 min; (d) com fs=0,8, T=580°C e tempo de
permanência no ESS de 30min ............................................................................... 111
Figura 41 - Microestruturas da liga Al3,8Si laminada a 15% e tixoforjada após 30 min
de espera no ESS. Detalhes mostrando precipitados com diferentes morfologias (a)
fs=0,6 e (b) fs=0,8 .................................................................................................... 112
Figura 42 - Liga Al3,8%Si levada ao ESS até 6100C, fs=0,6 e tempo de permanência
de 10 min; em (a) liga apenas mantida no ESS e resfriada em água e (b) liga
tixoforjada após o tratamento T6 ............................................................................. 112
LISTA DE GRÁFICOS
Gráfico 1 - Evolução de reciclagem de latas de alumínio...... ................................... 26
Gráfico 2 - Diagrama de fases Al-Si (a) faixa de temperatura do patamar eutético, (b)
a temperatura ambiente. ........................................................................................... 28
Gráfico 3 - Energia livre de interface em função da fração de sítios “x” ocupados,
para diferentes valores de α. ..................................................................................... 30
Gráfico 4 - Diagrama de fases Al-i ilustrando o campo da reação peritética e
representação esquemática pra nucleação do alumínio a partir da reação L + Al3Ti →
(Al). ............................................................................................................................ 33
Gráfico 5 - Curvas tensão versus deformação obtidas sob compressão entre placas
paralelas em amostras da liga Al-4%Cu no ESS: bruta de fusão (D) e previamente
condicionada (C) ....................................................................................................... 35
Gráfico 6 - Comparação da relação desempenho x custo, entre os processos de
injeção, tixoforjamento e forjamento .......................................................................... 50
Gráfico 7 - Fração sólida comparando regra da alavanca com a equação Scheill para
liga de Al 3,5% em peso de Si................................................................................... 61
Gráfico 8 - Tempo de recozimento ótimo para uma liga AlSiMg........... .................... 67
Gráfico 9 - Endurecimento da partícula ordenada e posteriormente cortada por uma
discordância produzindo uma nova interface. ........................................................... 71
Gráfico 10 - Análise por DTA para liga bruta de fusão de latas................................. 79
Gráfico 11 - Diagrama de fase obtido para as novas ligas Al-Si a partir de sucatas de
latas de alumínio. ...................................................................................................... 80
Gráfico 12 - Evolução da dureza com da nova liga Al3,8%SI com o tempo de
solubilização. ............................................................................................................. 86
Gráfico 13 - Curva de análise térmica obtida para a liga Al-3,8%Si. ......................... 88
Gráfico 14 - Fração sólida obtida com a regra da alavanca e a equação Scheill para
liga de Al 3,8% em peso de Si................................................................................... 89
Gráfico 15 - Influência da temperatura de deformação sobre a máxima deformação
para etapa de condicionamento. ............................................................................... 96
Gráfico 16 - Influência do modo de resfriamento sobre a máxima deformação para
etapa de condicionamento. ....................................................................................... 96
Gráfico 17 - Influência do tipo de resfriamento na evolução da dureza das ligas
condicionadas por trabalho mecânico e também mantidas no ESS por 10min a
6100C fs=0,6. ............................................................................................................. 98
Gráfico 18 - Influência do tipo de trabalho mecânico a quente – ESS-Q ou a frio –
ESS-F sobre a dureza final obtida após 10min de espera no ESS a 610 0C – fs=0,6.
.................................................................................................................................. 98
Gráfico 19 - Envelhecimento natural da liga Al-3,8%Si. .......................................... 100
Gráfico 20 - Evolução da dureza para envelhecimento artificial da liga Al-3,8%Si para
diferentes temperaturas de tratamento ................................................................... 101
Gráfico 21 - Análise térmica por calorimetria diferencial - DSC da liga Al3,8%Si
reciclada solubilizada a 5300C por 24h mostrando a presença de uma transformação
exotérmica na temperatura aproximada de 2200C quando aquecida novamente ... 103
Gráfico 22 - Concentração de Mg nas dendritas em função da concentração de Mg
da liga na condição bruta de fusão e solubilizada – T4 ........................................... 104
Gráfico 23 - Limite de escoamento (σe)
em função da fração sólida para liga
tixoconformada por 10 e 30min ............................................................................... 114
Gráfico 24 - Limite de resistência (σr)
em função da fração sólida para liga
tixoconformada por 10 e 30min ............................................................................... 114
Gráfico 25 - Alongamento (ε) em função da fração sólida para liga tixoconformada
por 10 e 30min ........................................................................................................ 115
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 – Propriedades tecnológicas do alumínio ...... ........................................... 24
Tabela 2 – Especificação da composição química da liga A356 . ............................. 33
Tabela 3 – Sequência de solidificação de uma liga A356 ....................................... 34
Tabela 4 – Composição química da sucata estimada e da liga após a fusão (% em
peso) ....................................................................................................................... 78
Tabela 5 – Composição química da nova liga Al3,8Si (% em peso) ....................... 83
Tabela 6 – Durezas relativas às amostras antes dos tratamentos térmicos de
envelhecimento ....................................................................................................... 99
Tabela 7 – Durezas das amostras após os tratamentos térmicos de envelhecimento .
............................................................................................................................... 101
Tabela 8 – Limite de escoamento (σe) em Mpa, limite de resistência a tração (σt) em
Mpa, e % alongamento (ε) para liga tixoforjada em diferentes condições de
processamento ...................................................................................................... 106
Tabela 9 – Propriedades mecânicas da liga A356-T6 obtidas por diferentes
processos de conformação ................................................................................... 116
SUMÁRIO
1 INTRODUÇÃO ...... ............................................................................................... 18
2 OBJETIVOS . ........................................................................................................ 22
2.1 OBJETIVO GERAL ........................................................................................... 22
2.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS ............................................................................. 22
3 REVISÃO DA LITERATURA ............................................................................... 23
3.1 PROPRIEDADES DO ALUMÍNIO ..................................................................... 23
3.2 COMPOSIÇÃO DA LATA DE ALUMÍNIO .......................................................... 23
3.3 A RECICLAGEM DE LATAS DE ALUMÍNIO ..................................................... 25
3.4 LIGAS DE Al-Si ................................................................................................. 27
3.4.1 Mecanismo de modificação de ligas Al-Si hipoeutéticas ......................... 28
3.4.2 Refino de grão da fase α para ligas de Al .................................................. 32
3.4.3 A liga A356 .................................................................................................... 33
3.5 CONDICIONAMENTO MICROESTRUTURAL .................................................. 34
3.5.1 Métodos para obtenção da estrutura globular .......................................... 36
3.5.1.1 Processos de preparação no estado líquido (condicionamento no estado
líquido) .................................................................................................................... 37
3.5.1.2 Processos de preparação no estado sólido (condicionamento no estado
sólido) ...................................................................................................................... 44
3.5.2 Parâmetros de controle para os processos de tixoconformação ............ 46
3.5.2.1 Tixofundição ou tixoinjeção ......................................................................... 48
3.5.2.2 Tixoforjamento ............................................................................................. 49
3.5.2.3 Tixoestrusão ................................................................................................ 53
3.5.2.4 Tixoestampagem e tixolaminação ............................................................... 54
3.6 EVOLUÇÃO MICROESTRUTURAL NO ESTADO SEMI SÓLIDO ................... 54
3.7 DETERMINAÇÃO DA FRAÇÃO SÓLIDA .......................................................... 58
3.8 CARACTERIZAÇÃO DE ESTRUTURAS SEMI SÓLIDAS ................................ 61
3.9 ENDURECIMENTO POR PRECIPITAÇÃO EM LIGAS DE ALUMÍNIO ............ 63
4 MATERIAIS E MÉTODOS ................................................................................... 72
4.1 MATERIAIS ....................................................................................................... 73
4.2 FUSÃO DAS LATAS ......................................................................................... 74
4.3 ELABORAÇÃO DA LIGA Al-3,8%Si .................................................................. 78
4.4 CONDICIONAMENTO DA LIGA ....................................................................... 83
4.5 TEMPERATURA DE TRABALHO ..................................................................... 87
4.6 TRATAMENTOS TÉRMICOS ........................................................................... 89
4.7 TIXOFORJAMENTO ......................................................................................... 90
5 RESULTADOS ..................................................................................................... 95
5.1 CONDICIONAMENTO ....................................................................................... 95
5.2 TRATAMENTO TÉRMICO – T6 ........................................................................ 99
5.3 ENSAIOS DE TRAÇÃO ................................................................................... 105
6 DISCUSSÃO ...................................................................................................... 108
7 CONCLUSÃO ..................................................................................................... 117
REFERÊNCIAS ..................................................................................................... 119
18
1 INTRODUÇÃO
O primeiro trabalho científico desenvolvido para ligas metálicas não dendríticas com
características reológicas que exibem um comportamento pseudoplástico e
tixotrópico foram feitos por Spencer et al (1972) no Instituto de Tecnologia de
Massachusetts (MIT). Os pesquisadores, medindo a viscosidade de ligas Sn-15Pb
no Estado Semi Sólido (ESS), conduziram dois tipos de testes, nos quais essas ligas
foram aquecidas acima da temperatura liquidus e depois resfriada até a fração de
sólido desejada. No primeiro experimento a liga metálica foi submetida a uma taxa
de cisalhamento de 0,16 s-1 sob um resfriamento contínuo, e no segundo a liga foi
cisalhada a uma taxa de 200 s-1, o resultado era inesperado porque as tensões de
cisalhamento do segundo experimento foram 3 ordens de grandeza inferiores se
comparados com o primeiro, devido à quebra da estrutura dendrítica que ia se
formando e posteriormente sofrendo um processo esferoidização. A morfologia
globular da fração sólida da liga em solidificação sob ação de forças cisalhantes
garante características especiais de escoamento capazes de reduzir sensivelmente
sua viscosidade, possibilitando grandes deformações na pasta, quando comparadas
com a morfologia dendrítica na mesma condição de fração sólida (FAN, 2002). A
figura 1 mostra a diferença entre as morfologias das microestruturas de uma liga
metálica dendrítica e globular.
Figura 1 - Típicas micrografias para liga Al-Si (a) microestrutura de uma amostra de
liga metálica dendrítica (b) microestrutura de uma amostra de liga metálica globular.
Fonte: Atkinson, 2005.
Após esses resultados surgiu a ideia de que a utilização de metais parcialmente
solidificados com estrutura globular poderia trazer melhorias sob o ponto de vista
19
dos esforços necessários à fabricação de peças. Assim surgiu a conformação no
estado semissólido, ou tixoconformação. A conformação no estado semissólido
apresenta grande interesse devido aos seus diversos méritos quando comparados
com os processos convencionais de conformação, tais como forjamento, fundição e
fundição sob pressão. A figura 2 ilustra como é o comportamento da pasta no ESS
que lembra a consistência de argamassas utilizadas na construção civil.
Figura 2 - Sequência de fotos Ilustrando o comportamento mecânico de uma liga
metálica no estado semi sólido devido aos glóbulos sólidos estarem rodeados de
líquido em consequência da elevada temperatura do ESS.
Fonte: Atkinson, 2005.
Assim, sob esta nova forma de conformar peças algumas das vantagens que
consolidaram a tixoconformação são:
 Alta produtividade;
 Quando comparado com o processo de injeção, tem-se o aumento da vida útil das
matrizes, pois, os processos no ESS tem lugar em temperaturas mais baixas do que
a injeção convencional;
 Maior rendimento energético devido a menores temperaturas de conformação a
energia necessária para aquecer uma liga até sua fundição em molde é 35% maior
do que a energia para aquecer até conformação semissólida (KENNEY et al, 1998);
 Fabricação de peças mais íntegras; as peças tixoconformadas possuem estrutura
uniforme, contém menos porosidade e no caso das ligas de alumínio, absorvem
20
menos hidrogênio porque parte do material está sólido. Sendo assim, podem ser
submetidas a tratamentos térmicos (T5 e T6) e soldagem;
 Fabricação de peças com seção fina; devido às altas pressões utilizadas neste
processo é possível produzir peças complexas, também exibem menor contração
durante a solidificação que possibilita obter peças próximas a forma final (near net
shape);
 As propriedades mecânicas e o acabamento final são excelentes, inferiores
somente ao forjamento (STYCKY et al, 1998);
 Os esforços são reduzidos quando comparado com o forjamento.
Contudo, a fabricação de peças via tixoconformação também apresenta algumas
desvantagens, que são:
 Alto custo do material de partida;
 Altos custos de investimento para os equipamentos de processo;
 Em alguns casos, tem-se difícil controle da microestrutura porque esta é muito
sensível à temperatura; sendo assim é necessário rigoroso controle da mesma
durante o processamento. A microestrutura afeta diretamente a viscosidade da pasta
no ESS e muda bastante as condições de fluxo;
 Dependendo do processo existe a possibilidade de aparecimento de inclusões
devido à formação de óxidos.
Atualmente o processamento de ligas no ESS está bem consolidado na indústria
automobilística (FAN, 2002; ATKINSON, 2005, CHIARMETTA, 1996, CHIARMETTA,
2000). As ligas de alumínio são as de maior aplicação nos processos que envolvem
conformação no ESS e aquelas contendo silício apresentam destaque ocupando
cerca de 95% do mercado, enquanto que todas as outras somadas representam
somente 5% (CHIARMETTA, 2000; TORRES, 2009). Além das vantagens já citadas,
peças tixoconformadas em ligas de Al apresentam excelente resistência à fadiga
(BERGSMA et al, 2001; BROCHU et al, 2012). Também são adequadas para
aplicações críticas onde se exige máxima segurança. Nestas situações, o mínimo de
alongamento na ruptura especificado pela indústria automotiva é de 15%, um
obstáculo para peças fundidas convencionalmente, mas a tixoconformação
21
representa uma solução (SALLEH, 2012).
automobilística
tem
se
mostrado
como
Por essas razões a indústria
principal
patrocinadora
para
o
desenvolvimento de novos processos para a produção de peças com materiais no
estado semissólido. Mas o principal motivo pelo qual o alumínio substitui o aço ou o
ferro fundido a cada dia nos automóveis é a necessidade de redução de peso.
Veículos leves impactam diretamente na redução do consumo de combustível com
menores níveis de emissão de gases e particulados. Assim, possibilita atender às
normas reguladoras em âmbito nacional e internacional que limitam a emissão de
poluentes tais como monóxido de carbono, hidrocarbonetos totais, óxidos de
hidrogênio, óxidos de nitrogênio, metano, hidrocarbonetos não metanos (CONAMA,
2002).
No Brasil, a tixoconformação, mais especificamente a de ligas de alumínio ainda
poderá vir a ocupar um lugar de destaque na produção de peças automotivas.
Assim, a justificativa deste projeto é viabilizar a produção de uma nova liga para
processos de tixoconformação utilizando-se matérias primas recicláveis. Escolheuse como matéria prima latas de alumínio, que apesar de terem uma composição
química restrita ao seu próprio ciclo tem a vantagem de ser estável. Os resultados
obtidos no processamento da nova liga sugerida possibilitam novas aplicações de
reciclagem de latas e até mesmo a produção de peças automotivas com alto valor
agregado.
22
2 OBJETIVOS
2.1 OBJETIVO GERAL
Desenvolver uma nova liga de Al-Si tixoconformável a partir da mistura das ligas
3004 e 5182 oriundas dos processos de reciclagem de latas de alumínio e comparar
a resistência mecânica com outras ligas comercialmente conhecidas.
2.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS
Para atingir o objetivo geral proposto, os seguintes objetivos específicos foram
necessários:

Fundir latas de alumínio em forno de indução para obter uma liga matriz.

Fazer a refusão da liga matriz com adição de 3,8% de Si obtendo-se uma
nova liga.

Investigar a faixa de temperatura para o campo semissólido usando um
módulo de análise térmica diferencial (DTA).

Investigar a melhor rota para condicionar a liga pelo processo termomecânico
deformação/recristalização.

Produzir peças tixoforjadas variando-se a fração sólida e o tipo de
microestrutura através da variação do tempo de permanência no ESS.

Produzir corpos de provas para ensaio de tração a partir das peças obtidas.

Realizar experimentos de solubilização e envelhecimento artificial (T6) e
investigar o melhor par tempo e temperatura os quais maximizem as propriedades
mecânicas.

Realizar ensaios mecânicos de dureza, microdureza e tração.

Registrar a evolução microestrutural de todas as etapas de processamento
usando microscopia ótica e ou microscopia eletrônica de varredura (MEV).

Comparar as propriedades mecânicas da nova liga com as principais ligas no
mercado usadas para este fim e especificar os melhores parâmetros de
tixoconformação.
.
23
3 REVISÃO DA LITERATURA
Neste capítulo será dada uma descrição geral sobre o alumínio e suas ligas, suas
características, aplicações e também um breve relato sobre reciclagem de latas de
alumínio. Posteriormente será dado ênfase aos tópicos relacionados com o
processamento de ligas no ESS.
3.1 PROPRIEDADES DO ALUMÍNIO
O alumínio é resistente, durável, flexível, impermeável, leve, bom condutor de
eletricidade e calor, não magnético, oxida-se com facilidade na temperatura
ambiente, porém tem-se rápida apassivação. Por todos estes motivos possui vasta
aplicação para uso industrial e humano. Na sua forma pura, apresenta uma
resistência mecânica considerada baixa de aproximadamente 70 MPa. Com a
adição de alguns metais tais como o cobre, manganês, silício, magnésio e o zinco
tem-se a elevação desta propriedade para valores da ordem de 200 a 300 MPa. A
adição de elementos de liga ao alumínio e outros procedimentos termomecânicos
permitem variar as suas propriedades mecânicas numa grande faixa, tornando estas
ligas uma das mais versáteis materiais utilizados na engenharia, arquitetura e
indústria em geral. Na Tabela 1 está relacionado um conjunto de propriedades que
justificam o valor e a importância do alumínio para a indústria e meio ambiente em
geral. (ABAL, 2009).
3.2 COMPOSIÇÃO DA LATA DE ALUMÍNIO
Os elementos de liga mais utilizados para conferir propriedades específicas ao
alumínio comercialmente puro são: cobre, silício e magnésio. Ainda com menor
frequência pode-se encontrar o manganês, ferro, zinco, níquel, bismuto e titânio. O
magnésio junto com o silício é responsável pelo aumento do limite de resistência e
dureza. O manganês tende a aumentar a resistência à corrosão e a ductilidade. O
zinco também confere melhorias no limite de resistência e ductilidade a temperatura
ambiente, contudo, este, assim como o ferro, normalmente aparece como impureza.
24
Tabela 1 - Propriedades tecnológicas do alumínio (ABAL).
Propriedade
Descrição
Metal leve
Nos transportes representa menor consumo de combustível e
menor desgaste, mais eficiência e capacidade de carga. Nas
embalagens dá praticidade e portabilidade, por seu peso reduzido
em relação a outros materiais.
Condutividade
Associada à leveza, a condutividade elétrica é um atributo
fundamental para a aplicação do alumínio na transmissão de
energia em fios e cabos. Nas embalagens, nenhum outro material
é tão bom condutor térmico quanto o alumínio.
Especialmente importante no uso de embalagens pois com estas
Impermeabilidade características evita a deterioração dos produtos, não permitindo
e opacidade
a passagem de umidade, oxigênio e luz.
Alta relação
resistência/peso
Resistência à
Corrosão
Nos transportes, confere desempenho excepcional a qualquer
parte de equipamento de transporte que consuma energia para
se movimentar. Aos utensílios confere durabilidade e manuseio
seguro, com facilidade de conservação.
Facilita a conservação e a manutenção das obras, em produtos
como portas, janelas, forros, telhas e revestimentos usados na
construção civil, bem como em equipamentos, partes e estruturas
de veículos de qualquer porte. Nas embalagens é fator decisivo
quanto à higienização e barreira à contaminação.
Moldabilidade e
soldabilidade
Facilidade de conformação, devido à alta maleabilidade e
ductilidade, possibilitando formas adequadas aos mais variados
projetos.
Resistência e
dureza
A robustez do alumínio se traduz em qualidades estruturais, com
excelente comportamento mecânico, aprovado em aplicações
como aviões e trens.
Possibilidade de
muitos
acabamentos
Anodização e pintura, assumindo a aparência exigida para
aplicações em construção civil, por exemplo, com acabamentos
que reforçam ainda mais a resistência natural do material à
corrosão.
Reciclabilidade
Depois de muitos anos de vida útil, segura e eficiente, o alumínio
pode ser reciclado, com recuperação de parte significativa do
investimento e poupança de energia, como já acontece
largamente no caso da lata de alumínio. Além disso, o meio
ambiente é beneficiado pela redução de resíduos e economia de
matérias primas propiciadas pela reciclagem.
Fonte: Alumínio para uma vida melhor, Revista ABAL, 2009.
No caso das latas, estas são fabricadas a partir de três diferentes ligas: o corpo que
corresponde a aproximadamente 75% da massa é composto pela liga 3004, esta
apresenta boa resistência à corrosão, boa conformabilidade e moderada resistência
mecânica. A tampa é composta pela liga 5182 e corresponde a aproximadamente
25
23% da massa da lata, a composição química será ilustrada na tabela 4 no item
sobre fusão das latas (4.2). A liga 5082 compõe o restante e o anel de abertura é
fabricado com esta liga. As ligas da série 5XXX são dúcteis no estado recozido, mas
endurecem rapidamente sob trabalho a frio devido a presença do Mg, possuem alta
resistência à corrosão e quanto maior os teores de Mg, maior a resistência mecânica
porém frágil, caracterizando assim a facilidade na abertura da lata.
3.3 A RECICLAGEM DE LATAS DE ALUMÍNIO
A reciclagem é um processo industrial que converte o lixo descartado em produto
semelhante ao inicial ou outro. O alumínio é um metal não-ferroso que pode ser
refundido inúmeras vezes sem nunca perder suas qualidades, desde que não
existam contaminações. O aproveitamento das sucatas reduz o consumo de
energia, preserva o meio ambiente e movimenta a economia. Enfim, gera empregos
e fonte de renda na coleta promovendo a educação dos cidadãos para o
desenvolvimento sustentado. Para cada tonelada de alumínio reciclado tem-se a
preservação de quatro toneladas de bauxita que seriam necessárias para a
obtenção de alumínio metálico primário. Conforme mencionado, embora as ligas de
alumínio possam ser recicladas inúmeras vezes, porém, se contaminada, não é
possível fazer o refino de forma economicamente viável como acontece com os
aços, onde através do sopro de oxigênio é possível remover um expressivo número
de elementos tais como Si, Mn, Cr, C, S, P entre outros. Ou seja, no caso das ligas
de alumínio, os elementos químicos não podem ser removidos por oxidação. As
únicas maneiras de amenizar a presença de elementos indesejáveis em ligas de
alumínio são através da diluição ou eletrólise. São processos de elevado custo. No
primeiro caso, exige-se o consumo de alumínio primário e no segundo tem-se um
processo caro com alto consumo energético e de difícil execução. Por isso, criar
alternativas para o uso de ligas recicladas é tão importante.
O Brasil alcançou novo recorde de reciclagem de latas de alumínio em 2011 com
98,3%, mantendo a liderança mundial desde 2001. Foram recicladas 248,7 mil
toneladas as quais são equivalentes a 18,4 bilhões de embalagens. Esse resultado
se apoia em uma cadeia de logística reversa estruturada há mais de 20 anos, que
26
garante uma demanda forte ao oferecer boas oportunidades e remuneração para
cooperativas e recicladores, gerando emprego e renda para milhares de pessoas.
Gráfico 1 - Evolução de reciclagem de latas de alumínio.
Fonte: ABAL, 2012.
Em 2011 a coleta de latas de alumínio para bebidas injetou R$ 645 milhões na
economia nacional. Tudo isso num setor que ampliou em 2012 a capacidade
produtiva de latas em 9,5% e tem boas perspectivas de continuar crescendo. Além
disso, em função do processo de reciclagem de alumínio consumir apenas 5% de
energia elétrica, quando comparado ao processo de produção de metal primário,
este resultado proporcionou uma economia de 3780 GWh ao País, número
equivalente ao consumo residencial anual de 6,5 milhões de pessoas, em dois
milhões de residências brasileiras (ABAL, 2012). O gráfico 1 mostra os dados mais
recentes. Por outro lado, podemos observar que os maiores índices de reciclagem
estão associados a países subdesenvolvidos ou a países onde se tem problemas
com gestão de espaço para descarte de materiais. Já para países desenvolvidos
como aqueles que constituem a Média Europa e os Estados Unidos os índices de
reciclagem são baixos e uma provável justificativa para estes índices é o baixo valor
comercial que se tem agregado a estas embalagens naqueles países, ou seja, não
existe “força motriz” para que as pessoas “catem” e reciclem latas. Este
comportamento fundamenta-se no que já foi explicado anteriormente, pois na
27
maioria das vezes ligas de alumínio reciclado contêm elevado índice de impurezas o
que limita a aplicação das mesmas, por isso, possuem alto valor agregado no Brasil,
mas não em países de maior poder econômico.
3.4 LIGAS DE Al-Si
As ligas de Al-Si possuem excelentes características de fundição devido à atrativa
combinação de boas propriedades físicas com sua ótima fundibilidade. A adição de
silício no alumínio aumenta a resistência mecânica, à corrosão, melhora a
usinabilidade, diminui a fragilidade a quente, aumenta a soldabilidade e diminui a
viscosidade da liga para teores crescentes de Si até o ponto eutético contendo
12,7%. Uma outra vantagem do Si é o fato deste metal ter uma densidade de
apenas 2,3 g/cm3, inferior ao do alumínio que é 2,7 g/cm 3, portanto sua adição ao
alumínio não repercute no aumento da densidade da liga resultante. Mas a obtenção
de melhores propriedades mecânicas depende do controle de parâmetros de
processamento tais como tratamento do metal líquido, velocidade de solidificação,
teor de hidrogênio dissolvido no líquido, grau de modificação das fases oriundas da
transformação eutética, refino de grãos e processamentos posteriores tais como
tratamento térmico. As ligas de Al-Si mais importantes são as hipoeutéticas,
contendo de 7% a 11% Si. Há de se dar destaque para as ligas A356 e A357 que
possuem excelente resistência mecânica. Do ponto de vista da fluidez temos as
ligas com composições próximas ao ponto eutético, onde embora a resistência
mecânica seja prejudicada favorece-se a conformação de formas complexas. O
gráfico 2a mostra o diagrama binário formado entre o Al e o Si. A microestrutura das
ligas Al-Si hipoeutéticas é formada basicamente de dendritas de fase alumínio,
chamada de fase “alfa – ” constituída basicamente por alumínio quase puro com
alguma solubilidade de Si. No entorno das dendritas temos a presença das fases
oriundas do processo de transformação eutética composta pela mistura de “” e Si
metálico. No patamar eutético a solidificação se processa a partir de líquido
contendo 12,5% de Si e sob uma temperatura logo abaixo de 577°C é formada a
fase “” que é uma solução sólida de Al contendo 1,65%Si e cristais puros de Si. Na
temperatura ambiente, sob condições de equilíbrio, a solubilização diminui o teor
máximo de silício no alumínio “” não excede 0,00001%, em detalhe no gráfico 2b.
28
Então as ligas de Al-Si binárias são constituídas por uma mistura em proporções
variáveis de alumínio “” e silício metálico.
Gráfico 2 - Diagrama de fases Al-Si, (a) faixa de temperatura do patamar eutético,
(b) a temperatura ambiente.
Fonte: Kenney, M.P. et al, 1983; Thermocalc ®, 2012 (adaptado por Reis, 2013).
3.4.1 Mecanismo de modificação de ligas Al-Si hipoeutéticas
Conforme proposto por Jackson (1958) quando um núcleo sólido cresce durante a
solidificação a interface formada poderá ser do tipo difusa ou facetada. A figura 3
mostra estas duas situações:
Figura 3 - Exemplos de interfaces durante o processo de solidificação de ligas (a)
interface difusa e (b) interface plana, lisa ou facetada.
SÓLID
SÓLID
O
O
LÍQUIDO
LÍQUIDO
(a)
~ 50 ÁTOMOS
Fonte: Jackson, 1958 (adaptado).
(b
)
~ 5 ÁTOMOS
29
No caso de crescimento difuso, para que a interface se estabilize é necessário que
pelos menos uma espessura contendo aproximadamente 50 átomos se forme. Já
para a interface facetada a presença de espessuras contendo 5 átomos já é
suficiente. Os dois tipos de interface podem ser correlacionadas com a energia livre
de formação da interface (JACKSON et al, 1966), esta por sua vez, depende da
proporção de átomos ordenados que a constituem assim:
δFi
 αx( 1  x)  x ln x  ( 1  x) ln ( 1  x)
NkTE
Equação 1
Então para um plano na interface de solidificação, Fi é a variação de energia livre,
N é o número de sítios possíveis de serem ocupados por átomos ordenados ou não,
x é a fração de átomos ordenados, TE é a temperatura de equilíbrio, que no
processo de solidificação pode ser usada a temperatura de fusão da liga e k a
constante de Boltzmann que vale 3,3 x 10 -24 cal/K. A constante “” pode ser dada
pela seguinte equação:
α
δSi

R
Equação 2
Onde Si é a variação de entropia na interface e R é a constante dos gases. A
constante representa a fração da energia total de ligação que liga um átomo na
camada paralela a face do plano de outro átomo na camada. Seu valor é menor que
1 e superior a 0,5. O valor de “” é menor que dois para a maioria dos metais, está
entre 2 e 4 para os semicondutores e é superior a 4 para os materiais cerâmicos.
Quando o valor de “” é inferior a 2, a tendência é que se tenha uma interface do
tipo difusa. A gráfico 3 apresenta o valor da variação da energia livre em função da
fração de sítios “x” ocupados na interface de solidificação. Jackson et al (1966)
explicam que sendo “” menor que 2 o mínimo de energia livre da interface ocorre
em uma situação onde 50% dos sítios disponíveis estão ocupados por átomos.
Quando “” é superior a 2 este mínimo se desdobra em dois mínimos: o primeiro é
para uma pequena fração de átomos ordenados na interface e o outro para frações
de ordenamento próximas a 1. Sendo assim, nesta situação existe a possibilidade
da formação de interface facetada sob a condição de ordenamento de alguns
átomos apenas.
30
Gráfico 3 - Energia livre de interface em função da fração de sítios “x” ocupados,
para diferentes valores de α.
Fonte: Jackson et al, 1966 (adaptado por Reis, 2013).
Como a solidificação de ligas de Al-Si envolve a solidificação de um metal e de um
semi metal, então nesta situação diz-se que as características de crescimento do
alumínio e do silício eutéticos são do tipo anômala (CRIADO et al, 2003), ou seja,
respectivamente difusa e facetada. A entropia de fusão de um metal ou liga permitenos prever como será o comportamento da liga com relação à formação da interface
de solidificação. Os metais que possuem baixa entropia de fusão caem na situação
onde “α” é menor do que 2 e neste caso a tendência é que se forme interface difusa
e a maior parte dos metais possuem este comportamento. No caso dos não metais
onde “α” é maior do que 2 a interfase sólido-líquido é lisa e conforme já explicado é o
caso dos não metais que crescem com facetas cristalinas e a interface se estabiliza
com
90% de ordenação ou com menos de 10% de ordenação atômica conforme
mostra a setas indicativas no gráfico 3.
31
Nos sistemas em que dendritas podem crescer em ambas as fases formam-se
estruturas lamelares, dependendo da composição (CAMPOS e DAVIES, 1978). A
morfologia irá depender da composição química, taxa de resfriamento e gradiente de
temperatura. No caso de ligas Al-Si a morfologia do silício pode ser do tipo massiva,
acicular, placas hexagonais e fibrosa. Em 1921,
Pacz (1921) descobriu
acidentalmente a modificação de cristais de Si em ligas de Al-Si e também notou
que as propriedades mecânicas melhoravam significativamente após o tratamento
do banho com fluoretos alcalinos a base de Na. A essa operação metalúrgica capaz
de promover um refinamento das partículas de Si deu-se a denominação de
“modificação do Si”. Em 1966, Crosley e Mondolfo (1966) descobriram a relação
entre os elementos modificadores e o fósforo, enquanto o fósforo engrossa as
partículas de Si os modificadores a refinam. O fosfeto de alumínio AlP favorece a
cristalização do silício numa temperatura aproximada de 580 ºC sob a forma de
cristais poliédricos. Prosseguindo o resfriamento a temperatura continua a abaixar e
o alumínio aparece na temperatura de 572 ºC em volta dos cristais de silício. A
cristalização do alumínio faz a temperatura subir para 578 ºC, e solidifica-se a
mistura eutética sob forma acicular com grandes lamelas não orientadas de silício. A
presença do sódio, dentro de um teor conveniente, agem sobre as partículas de AlP
neutralizando-as e torna estes embriões de cristalização de silício inativos
(OLIVEIRA e GANIVET, 1987).
Na verdade, atualmente é sabido que a morfologia do silício sofre uma transição na
presença de determinados elementos tais como o Na, o Sr e algumas terras raras.
Ensaios de espectroscopia Auger comprovam a preferência de associação do Na e
do Sr com o silício ao invés do Al. Uma das teorias para explicar o efeito de
refinamento do Si é a redução da tensão interfacial entre a fase eutética e o Si. A
grande vantagem do processo de modificação do Si é o fato de conseguir-se
aumentar a ductilidade e o alongamento melhorando ou mantendo-se os limites de
escoamento e resistência mecânica da liga. Os processos de modificação do Si não
só alteram a morfologia das partículas de silício como também a sua distribuição. A
figura 4 mostra a diferença entre uma microestrutura do tipo eutética acicular e do
tipo fibroso modificado.
32
Figura 4 - Típicas microestruturas para liga A356 (a) Não modificada com a presença
de partículas de silício grosseiras na forma de agulhas e (b) Modificada
evidenciando a morfologia fibrosa do silício.
Fonte: Gruzleski e Mohanty, 1995.
3.4.2 Refino de grão da fase α para ligas de Al
Como já é do nosso conhecimento, na maioria das vezes o objetivo do
refinamento de uma microestrutura é aumentar a resistência mecânica da liga. Grãos
menores promovem o aumento das interações de movimento de discordâncias com
contornos de grãos. Durante o processo de solidificação, o refino de grãos também
melhora a capacidade de alimentação interdendrítica e, portanto, diminui a tendência de
formação de trincas de solidificação melhorando a distribuição de segundas fases e de
quando for inevitável microporosidades (GRUZLESKI e MOHANTY, 1995). O refino de
grão através da adição de inoculantes ao metal líquido visa a criação de substratos para
promover a nucleação heterogênea da fase sólida. A eficiência de um inoculante irá
depender basicamente de dois fatores: o primeiro é associado ao grau de molhabilidade
com o metal líquido. Esta habilidade pode ser representada pela tensão interfacial entre
o substrato ou nucleante e o líquido. Quanto menor for tensão interfacial maior é o grau
de molhabilidade e, portanto tem-se maior eficiência de nucleação. O segundo fator é o
índice de epitaxia, este fator tem relação com o espaçamento interplanar do substrato e
da liga solidificada, quanto maior for a diferença do espaçamento interplanar do
substrato e do metal solidificado maior será o índice de epitaxia e maior será a eficiência
de nucleação. Um terceiro fator que tem influência no refino de grão é a distribuição das
partículas inoculantes no metal líquido, quando inseridas na liga sob a forma de
33
partículas finas e uniformes a eficiência aumenta. No caso de ligas de alumínio as ante
ligas de Ti e B são os refinadores químicos mais usados com adições típicas de 0,01 a
0,03% de Ti e 0,01% de B. Estes inoculantes favorecem a formação de partículas de
Al3Ti que nucleiam o alumínio através de uma reação peritética: Líquido + Al3Ti → Al,
conforme o gráfico 4.
Gráfico 4 - Diagrama de fases Al-Ti ilustrando o campo da reação peritética e
representação esquemática pra nucleação do alumínio a partir da reação L + Al3Ti → (Al).
Fonte: Gruzleski e Mohanty, 1995 (adaptado por Reis, 2013).
3.4.3 A liga A356
Dentre as ligas de Al-Si a liga A356 é uma das mais utilizadas na indústria por
apresentar uma das melhores combinações de propriedades mecânicas com boa
fluidez durante o processo de conformação por fundição. A tabela 2 mostra a típica
composição desta liga (KENNY et al, 1988).
Tabela 2 - Especificação da composição química da liga A356.
Si
6,5-7,5
Fe
0,20 máx
Cu
0,20 máx
Mn
0,10
Mg
0,25-0,45
Zn
0,10
Ti
0,20
Fonte: Kenny et al, 1988.
Do ponto de vista da tixoconformação a liga A356 possui características relevantes
tais como:
34
i) Um intervalo de aproximadamente 40 ºC entre as temperaturas solidus e liquidus,
valor este que permite um melhor controle dos parâmetros de processamento
durante a conformação no ESS.
ii) É uma liga de amplo uso comercial concentrado na indústria automobilística e
espacial, por apresentar boas propriedades mecânicas. Seu emprego em processos
metalúrgicos é excepcional, devido a sua boa fluidez no estado fundido.
iii) No ESS apresenta fácil identificação das fases, permitindo uma melhor
caracterização metalúrgica da pasta semi-sólida.
iiii)
Logo que descoberta a liga A356 tinha sua aplicação muito restrita, porém
atualmente é muito utilizada e difundida. Seu uso e aplicações são estudados por
diversos autores, razão que permite a comparação com a liga elaborada neste estudo.
A sequencia de solidificação de uma liga A356 foi descrita por Backerud et al, 1990.
Primeiro ocorre a formação das dendritas de alumínio, depois a reação eutética
principal, Al-Si, em seguida dependendo da quantidade de impurezas as reações
eutéticas secundária e ternária.
Tabela 3 - Sequência de solidificação de uma liga A356.
Nº
1
2a
2b
3a
3b
4
5
Reações
L → dendritas de fase 
L →  + Si
L →  + Al5FeSi
L →  + Si + Al5FeSi
L + Al5FeSi →  + Si + Al8Mg3FeSi6
L →  + Mg2Si + Si
L →  + Si + Mg2Si + Al8Mg3FeSi6
Temperatura, 0C
615
575
575
567
567
555
554
Fonte: Backerud et al, 1990.
3.5 CONDICIONAMENTO MICROESTRUTURAL
Já foi dito que para os processos de conformação no ESS o termo
“condicionamento” refere-se ao tipo de tratamento que é dado a liga para obter uma
microestrutura com partículas esféricas ou globulares como apresentado pela figura
1 (b). O objetivo é formar uma microestrutura composta por finos grãos equiaxiais os
quais proporcionem melhores condições de formabilidade e também boas
propriedades mecânicas. A formação de partículas globulares envoltas por líquido
35
permite redução dos esforços de conformação e este comportamento pode ser visto
na gráfico 5 (FREITAS e FERRANTE, 1999). O gráfico 5 compara os esforços
mecânicos para promover a deformação de pastas no ESS de uma liga Al4%Cu com
estrutura dendrítica “D6050C” e condicionada “C6050C”. Quando a estrutura é
condicionada e para uma temperatura fixa temos esforços reduzidos para promover
a deformação. Os resultados de Freitas e Ferrante (1999), também mostram que o
processamento da liga no ESS é sensível a temperatura e os esforços também
reduzem com o aumento da mesma. O que explica este comportamento é o
aumento da fração de líquido com o aumento da temperatura. Além da questão
relacionada com os esforços mecânicos também deve-se estar atento condições de
fluxo, e quando uma liga dendrítica é processada no ESS pode ocorrer segregação
de líquido devido ao emaranhamento dos ramos e braços dendríticos. Em situações
críticas podemos ter situações de preenchimento incompleto de moldes ou
cavidades.
Gráfico 5 - Curvas tensão versus deformação obtidas sob compressão entre placas
paralelas em amostras da liga Al-4%Cu no ESS: bruta de fusão (D) e previamente
condicionada (C).
Fonte: Freitas e Ferrante, 1999.
Nos trabalhos realizados por Spencer et al (1972), a estrutura globular foi obtida a
partir da intensa e vigorosa agitação da pasta metálica no ESS. Daí surgiu o termo
“Rheocasting” que em português pode ser traduzido para Reofundição. Atualmente é
36
comum o uso do termo Rheocasting ou Reofundição para abordar qualquer
processo que envolva a conformação no estado semi-sólido. De qualquer forma não
é o mais adequado como será explicado adiante. Posteriormente observando-se
que as ligas no ESS exibem um comportamento tixotrópico, ou seja, a viscosidade
diminui com o tempo sob agitação, então surgiram os termos com o prefixo “tixo”:
thixoforming, thixocasting, thixoforging. Que por sua vez podem ser traduzidos para
tixoconformação, tixofundição e tixoforjamento respectivamente.
3.5.1 Métodos para obtenção da estrutura globular
Como pode ser notada, a conformação de ligas no ESS pode ser abordada através
de muitas terminologias. Porém, estas terminologias podem ser melhor aplicadas em
função do tipo de processamento da liga no ESS. Assim, atualmente, existem
diversas técnicas para obtenção da estrutura globular, característica dos processos
para conformação no ESS. A gráfico 5 apresenta algumas possíveis rotas para o
processamento de ligas no ESS. O termo tixoconformação é o mais genérico de
todos e serve para qualquer processo que envolva a conformação no ESS. Mas, os
demais nomes mais específicos são aplicados conforme a rota de fabricação da
matéria prima e do produto:
• Reofundição: após a total fusão da liga, esta é resfriada sob agitação até o ESS e
imediatamente injetada na matriz. Nestes processos a liga não é solidificada antes
da conformação final.
• Tixofundição: parte-se de um material sólido previamente condicionado e
parcialmente refundido que após um tempo de espera (aproximadamente 20 ou 30
min) é injetado no molde normalmente com frações de sólido abaixo de (fs< 0,5).
Neste processo o material “condicionado” é a liga metálica no estado sólido que foi
previamente preparada para formar a estrutura globular, então conforme mostra a
figura 5, a liga pode ter sofrido algum trabalho mecânico, ou uma agitação vigorosa
até que se completasse total solidificação para posterior uso. Existem ainda mais
dois outros casos onde podemos condicionar a liga: i) o primeiro refere-se a troca da
agitação mecânica por agitação eletromagnética (MHD), este processo tem a
vantagem de impedir a formação de óxidos; ii) o segundo refere-se a vazamentos da
37
ligas sob condições controladas em baixas temperatura de modo a não permitir que
ser formem dendritas grosseiras, então a liga quando levada ao ESS terá uma
microestrutura globular.
• Tixoforjamento: processo idêntico ao da tixofundição utilizando matriz muito
semelhante a de forjamento convencional. Diferente dos anteriores este processo
requer altas frações de sólido (fs> 0,5). Os condicionamentos prévios descritos para
tixofundição também podem ser utilizados aqui neste tipo de processamento.
Figura 5 - Rotas para o processamento no ESS.
Solidificação parcial
e agitação
Reofundição
Solidificação
Refusão
parcial
Lingote deformado
Tixofundição
F fs < 0,5
Tixoforjamento
F fs > 0,5
Deformação
Fonte: Vieira, 2004.
Os processos de conformação no ESS também podem ser subdivididos em função
do tipo de rota para o condicionamento prévio que a liga sofre e desta forma tem-se
duas grandes linhas: (i) processos de preparação no estado líquido e (ii) processos
de preparação no estado sólido.
3.5.1.1 Processos de preparação no estado líquido (condicionamento no estado
líquido)
Nos processos de condicionamento a partir da liga metálica no estado líquido o
objetivo final é sempre fragmentar a estrutura dendrítica do metal que está se
solidificando o máximo possível. Então, os meios mais comuns são a agitação
mecânica e a agitação eletromagnética (MHD), também é comum usar refinadores
38
de grão a estas técnicas para melhorar as condições de nucleação da fase sólida. A
agitação eletromagnética (MHD) industrialmente é mais comum, porém ainda
encontra restrições em relação aos diâmetros, pois existe uma limitação da
profundidade do campo magnético que restringe o tamanho do lingote produzido e
problemas associados com a falta de uniformidade pela não completa esferoidização
no interior de lingotes acima de 80mm de diâmetro. Inicialmente este processo foi
desenvolvido e descrito por uma série de patentes por Alumax Inc. A agitação
mecânica ou Reofundição, caso faça-se a injeção da liga imediatamente após o
processo de esferoidização, foi a primeira técnica de condicionamento e sua a
eficiência permite obter uma estrutura um pouco mais globular, mas o processo é
mais limitado devido a necessidade do contato entre o rotor e o metal líquido que
pode provocar a contaminação da liga e incorporar filmes óxidos, além de não ser
adequado para produção em escala industrial porque a superfície do rotor deve
estar próximo à superfície do cadinho (milímetros). As figuras 6 e 7 mostram os
equipamentos de agitação mecânica e eletromagnética, respectivamente.
Figura 6 - Condicionamento por agitação mecânica. (a) esquema construtivo e (b)
detalhe do rotor e cadinho.
Fonte: Brabazon, 2002.
Outra forma de obter o material condicionado é através do uso do chamado
“Osprey”. Neste processo o metal fundido é vazado por um bico situado no fundo de
um cadinho. Um jato a alta pressão de gás inerte (normalmente N 2) faz com que o
líquido seja transformado em finas gotículas, rapidamente resfriadas em vôo (103 K s-1)
39
e depositadas em um substrato móvel. Este processo forma uma estrutura com finas
partículas caldeadas umas às outras, que quando reaquecidas até o ESS geram uma
estrutura também globular, adequada aos processos no ESS, mas uma das limitações
do processo é o custo de produção. A figura 8 esquematiza o processo.
Figura 7 - Condicionamento por agitação eletromagnética (MHD) (a) esquema
mostrando as linhas de fluxo durante o processo de solidificação e (b) esquema do
agitador eletromagnético mostrando as linhas de campo formadas para quebra das
dendritas.
Fonte: Vivès, 1994.
Figura 8 - Esquema da câmara de deposição spray, mostrando a posição dos
termopares e pirômetro de medição das temperaturas.
Fonte: Mingard; 1998.
40
Recentemente foi desenvolvido novos processos denominados Nova Reofundição,
New Rheocasting (NRC) (KAUFMANN et al, 2000). Estas técnicas visam provocar
um aumento da taxa de nucleação inicial a fim de promover a formação de núcleos
de maneira extensiva em todo o volume do material em solidificação. Assim,
suprime-se o crescimento dendrítico e obtém-se uma estrutura final refinada e não
dendrítica. A morfologia das partículas primárias, geralmente é do tipo “rosetas” ou
glóbulos irregulares. A liga quando reaquecida, adquire características para
operações de tixoconformação. O processo é bastante promissor e consegue efetiva
redução de custos operacionais e produção de material com bons padrões
microestruturais. Entretanto o principal obstáculo reportado pelas indústrias é obter
uma pasta metálica com consistência e uniformidade em larga escala de produção,
devido ao controle das frações sólidas ser sensível com a temperatura (FAN, 2002).
Figura 9 - Esquemas da Nova Reofundição (NRC) e (a) processo utilizando rampa de resfriamento e
(b) processo usando baixo super-aquecimento sem rampa de resfriamento.
Fonte: Haga, 2002.
Em linhas gerais o condicionamento pela Nova Reofundição consiste no
resfriamento da liga sob forma controlada e pode ser subdividido em duas variantes
(i) rampa de resfriamento (cooling slopee) (ii) vazamento em baixa temperatura (low
super heatcasting), também conhecido como (VBT). No primeiro caso a liga é
vazada sobre uma rampa na qual a mesma irá trocar calor formando a pasta semi-
41
sólida. No final da rampa o material terá a microestrutura globular no ESS e então
caíra em uma matriz fazendo-se a tixoconformação e tendo no final a peça desejada
conforme mostra a figura 9 (a). No segundo caso, não existe o uso da rampa e a liga
é vazada diretamente na matriz conforme mostra a figura 9 (b). Para os processos
apresentados na figura 9, existem variantes que consistem em não fazer a imediata
tixoconformação, ou seja, o material é reservado na sua forma condicionada para
posterior uso, onde será reaquecido até o ESS, fazendo-se o tixoforjamento ou a
tixofundição.
Para todos estes processos o importante é que se tenha durante o resfriamento a
convecção forçada associada a um controle de troca de calor correto de forma a
gerar estruturas finas e globulares. Mas o mecanismo de formação só pode ser
explicado indiretamente examinando a estrutura final da solidificação, porque
mesmo em meios transparentes a movimentação impede a observação direta.
Então, sob agitação, surgem várias hipóteses para explicar a transformação da
estrutura dendrítica em globular, sendo que as três principais são: i) dobramento e
fragmentação das dendritas; ii) refusão da raiz da dendrita e iii) mecanismo
controlado por crescimento. O modelo mais aceito é a formação de partículas a
partir dos braços dobrados do ramo principal das dendritas, sugerido por Doherty,
Lee e Feest (DOHERTY et al, 1984). Neste modelo o braço dendrítico curva-se
plasticamente dentro da força cisalhante criada pelo atrito entre o líquido e a fração
sólida, facilitada pela alta temperatura e existência de turbulência em micro escala.
Então ocorre o dobramento introduzindo grande mesorientação que provoca a
geração de discordâncias, que escalam e se alinham formando novos contornos de
grão. Para essa condição ser alcançada, ou seja, a dendrita fragmentar-se é
necessário que a energia interfacial sólido/sólido seja no mínimo o dobro da energia
interfacial
sólido/líquido.
Ângulos
superiores
a
aproximadamente
20º
de
desorientação entre o cristal e ramo dobrado são suficientes para que se tenha:
 SS  2. SL
Equação 3
onde SS é a energia interfacial entre uma interface sólido/sólido e SL é a energia de
interface entre o sólido/líquido. A figura 10 apresenta esquematicamente o
mecanismo proposto por Doherty e colaboradores, 1984.
42
Figura 10 - Modelo esquemático proposto por Doherty et al para quebra e
globularização de dendritas de uma liga no ESS sob agitação mecânica (a) criação
de forças cisalhantes entre líquido e sólido, (b) dobramento do braço da dendrita, (c)
formação condição para fragmentação onde a energia de superfície de contorno for
o dobro da tensão superficial líquido/sólido, (d) fratura de braço dendrítico por meio
de vigorosa agitação.
Fonte: Doherty, Lee e Feest, 1984.
Pelo modelo de Doherty os novos fragmentos formados se dispersam no líquido e
iniciam seu crescimento. A segunda teoria que explica a transformação de um
núcleo dendrítico original para a morfologia de uma roseta é proposta por Flemings
(FLEMINGS,1991). Então sob a condição de continuo cisalhamento e diminuição da
taxa de resfriamento ou isotermicamente, em ambos os casos na zona pastosa as
etapas sugeridas são:
 Fratura do braço dendrítico, onde os braços são cisalhados pela força do fluxo do
líquido;
 Refusão do braço na sua raiz, pelo efeito do acúmulo de soluto durante o ripening
ou engrossamento competitivo. A fusão da raiz do braço é acelerada por uma alta
concentração de soluto na mesma;
43
 O fluxo de fluido, além de acelerar a difusão de soluto, se encarrega de remover o
fragmento para longe de seu ramo principal, este processo é agravado pela
turbulência resultante da convecção;
 Fusão da raiz do braço é acelerada pela tensão imposta pela força do fluxo do
fluido;
 Recristalização, como resultado da tensão induzida pela força do fluxo do fluido,
com rápida penetração do líquido ao longo dos novos contornos do grão
(FLEMINGS,1991).
A figura 11 esquematiza a evolução morfológica de uma dendrita onde os glóbulos
tornam-se esferoidais com uma pequena quantidade de líquido retido em seu
interior. O terceiro modelo sugere que o globularização se dará somente por
crescimento, ou seja, o coalescimento ou o crescimento competitivo de partículas e
esta situação será abordada no item 3.6.
Figura 11 - Evolução da estrutura durante a solidificação sob vigorosa agitação: (a)
fragmento inicial de dendrita; (b) crescimento da dendrita; (c) e (d) estrutura de
roseta; (e) estrutura globular com pequena quantidade de líquido retido .
Fonte: Flemings,1991.
44
3.5.1.2 Processos de preparação no estado sólido (condicionamento no estado
sólido)
Nestes processos uma das maneiras de se obter a estrutura globular é a partir de
uma liga solidificada convencionalmente, normalmente sua estrutura inicial é
dendrítica e sofre um tratamento termomecânico (TTM). A variante do processo
mais utilizada é o processo denominado SIMA (strain induced melt activated) que
consiste em uma deformação a quente (acima da temperatura de recristalização) e
depois a frio, para finalmente levar a liga ao ESS para posterior tixoconformação,
originalmente desenvolvido por Young et al em 1983 (KENNEY et al, 1988).
Uma modificação do processo foi realizado por Boyed e colaboradores (BOYED et
al, 1988; KIRKWOOD e KAPRANOS, 1989) trocando o trabalho a frio pelo quente,
porém abaixo da temperatura de recristalização para assegurar a introdução de
uma quantidade máxima de energia sob a forma de discordâncias na deformação.
Os fatores que mais influenciam são os níveis e as temperaturas de deformação,
devendo o primeiro ser de no mínimo 10%.
O reaquecimento da estrutura deformada causa a sua recristalização e ao atingir-se
a temperatura solidus, ocorre a fusão das fases secundárias presentes em
contornos de grãos originais. Conforme já explicado, se a energia dos contornos de
grãos recristalizados for maior que duas vezes a energia de interface sólido/líquido,
então irá seguir a equação 3 já apresentada e o sistema tenderá a reduzir a energia
interna promovendo a penetração de líquido entre as interfaces dos grão
recristalizados destruindo-se assim os contornos e formando duas novas superfícies
sólido/líquido. Estes novos grãs então irão crescer no líquido equiaxialmente,
formando a pasta reofundida. O mecanismo de recristalização é semelhante ao de
ruptura dendrítica proposto por Doherty, Lee e Feest. Então a condição para o
fenômeno ocorrer é dada pela equação 3:
 SS  2. SL
Equação 3
Vieira (2004) sugere que a formação de partículas equiaxiais ocorre por nucleação e
crescimento mesmo tendo pouca energia armazenada. A figura 12 apresenta uma
45
sequência de microestruturas investigadas através da técnica de difração de
elétrons retroespalhados (EBSD). Os resultados reforçam o proposto por Flemings
(1991).
As hipóteses para formação de novas partículas são: ou através de
nucleação por migração de contornos de baixo ângulo ou por coalescimento de
subgrãos.
Figura 12 - Micrografias (a,b) e mapas (c,d) usando a técnica EBSD da liga A356
condicionada por TTM (a,c) laminado (b,d) zero min no ESS.
Fonte: Vieira, 2004.
A figura 13 mostra esquematicamente a evolução de uma dendrita deformada onde
a liga foi refundida até o ESS. O processo é semelhante ao proposto por (ZOQUI,
2001). Os novos grãos resultam da divisão dos braços dendriticos em partículas
sólidas recristalizadas e equiaxiais. As pastas resultantes deste processo
apresentam glóbulos bem definidos, com pequenas dimensões e sem a presença de
líquido retido em seu interior.
46
Figura 13 - Esquema de uma dendrita deformada sendo dividida em várias
partículas globulares no ESS.
Fonte: Reis, 2013.
3.5.2 Parâmetros de controle para os processos de tixoconformação
Conforme já foi explicado anteriormente, a ideia de conformar ligas no ESS surgiu
porque a principio, este processo exigiria menores esforços de conformação quando
comparado com o forjamento. Posteriormente verificou-se que estes processos de
conformação no ESS poderiam ser implementados utilizando a estrutura dos
processos já existentes no mercado utilizando-se assim, os equipamentos
convencionais com relativa facilidade, sem que sejam necessárias grandes
modificações. Nos processos de fabricação de peças, a tixoconformação pode ser
distinguida em duas etapas. A primeira trata do aquecimento do lingote até o ESS e
a segunda refere-se a sua introdução na matriz ou molde. A primeira etapa é comum
a todos os processos de tixoconformação e tem por objetivo refundir a liga
parcialmente. A segunda parte é o modo de processamento que é diferente para
cada técnica de conformação e sob diferentes condições, os produtos obtidos
exibem propriedades mecânicas distintas. Assim, os principais parâmetros que
podem ser controlados nos processos de tixoconformação são os seguintes:
47
Taxa de aquecimento ou resfriamento: altas taxas de aquecimento ou resfriamento
diminuem a Tsolidus e aumentam a Tliquidus, aumentado o intervalo de solidificação,
reduzindo a variação da fração líquida com a variação da temperatura e
consequentemente melhorando o processamento (KANG, 2005). Em condições de
quase equilíbrio, em algumas ligas, os intervalos de temperatura são da ordem de
umas poucas unidades, enquanto que para as mesmas ligas com altas taxas de
aquecimento ou resfriamento, os intervalos podem atingir algumas dezenas de graus
centígrados. Esse fato explica porque o método de aquecimento mais utilizado é por
indução, pois através dele se consegue uma rápida e uniforme refusão parcial do
material. Entretanto pode-se utilizar uma grande variedade de métodos de
aquecimento mediante transferência de calor por radiação ou convecção, a exemplo
podemos citar os fornos aquecidos com resistências elétricas (KANG, 2005). De
qualquer maneira, em todos os métodos de aquecimento, o controle de temperatura
deve ser rigoroso.
 Intervalo de fusão ou solidificação: diferença entre a temperatura Tlíquidus e Tsólidus.
Geralmente, quanto maior for este intervalo melhor será a habilidade da liga se
processada no ESS. As ligas que possuem maior intervalo de solidificação
geralmente possuem melhores condições para fazer o controle da fração sólida “fs”
na etapa de conformação.
 Tipo e teor de elementos adicionados: a adição de elementos de liga pode
aumentar ou diminuir o intervalo de fusão da liga a ser processada e também
mudar a sensibilidade da variação da fração líquida quando no ESS. Sendo assim,
cuidados deverão ser tomados ao se adicionar elementos nas ligas a serem
processadas. Além disso, caso seja adicionado algum elemento químico, deverá
haver
compatibilidade
para
que
as
propriedades
mecânicas
não
sejam
prejudicadas.
 Tempo de espera no ESS: o tempo de espera no ESS é definido como sendo o
tempo no qual a liga fica mantida sob uma temperatura fixa no ESS antes de ser
tixoconformada, seu objetivo é esferoidizar as partículas e promover o molhamento.
Este tempo geralmente varia de 10 a 30min. Este parâmetro é muito importante
porque o mesmo repercute diretamente sobre dois aspectos: no primeiro tem-se o
48
grau de fluidez da liga, sob tempos de espera mais curtos a liga tende a ter um
comportamento reológico desfavorável ocorrendo maior segregação de líquido e
dificuldade para total preenchimento do molde. Por outro lado, o segundo aspecto é
a evolução microestrutural. O tempo de espera maior favorece uma melhor
molhabilidade das partículas e favorece melhores condições de fluxo, porém, implica
em maiores custos e maior tamanho de partícula final o que pode comprometer a
resistência mecânica final.
Será agora abordado com maiores detalhes os principais processos de
tixoconformação com potencial comercial, no entanto maior ênfase é dada ao
processo tixoforjamento pois foi o método empregado nesta pesquisa.
3.5.2.1 Tixofundição ou tixoinjeção
A tixofundição por injeção foi o processo pioneiro no desenvolvimento e aplicação da
tecnologia de conformação de metais em estado semissólido, sendo, portanto o
processo
de
tixoconformação
mais
amplamente
dominado
atualmente.
O
equipamento comumente utilizado na tixofundição é a máquina injetora do tipo
horizontal, geralmente a capacidade é maior do que as convencionalmente utilizadas
em processos de injeção, já que os esforços necessários para o total preenchimento
de cavidades serão maiores. Associado à injetora tem-se os fornos de
reaquecimento da matéria-prima que previamente deverá ser condicionada para
garantir a morfologia globular (YOUNG, 1994).
Os atuais processos de tixofundição são realizados a partir de matéria prima
condicionada por reofundição. A liga reofundida é aquecida até a temperatura
desejada no ESS e em seguida faz-se a injeção após um intervalo de tempo que
pode variar de 10 a 20min de espera. Posteriormente faz-se a extração da peça
conforme mostra a figura 14. Caso a liga agitada mecanicamente seja injetada logo
após a etapa de globularização, sem haver a completa solidificação então o
processo irá chamar-se Reofundição.
49
Figura 14 - Processo de conformação por tixofundição, ( a) aquecimento até ESS;
(b) Inserção do material no ESS na máquina de injeção; (c) fundição injetada.
Fonte: Alves, 2011.
O processo de tixofundição é utilizado comercialmente para fabricação de
componentes para a indústria automotiva, como sistemas de freios com a liga A356,
sistemas de suspensão, estruturas de automóveis, entre outras e foi detalhado por
Chiarmetta (1994). As propriedades mecânicas das peças tixofundidas são melhores
ou no mínimo similares às obtidas pelo processo convencional de fundição sob
pressão (HIRT, 2000), pois permitem um melhor preenchimento do molde, melhor
acomodação das tensões internas e estruturas homogêneas. Estas características
do processo reduzem a ocorrência de trincas de contração e por fim viabiliza a
produção de peças livre de poros e inclusões. Outros trabalhos com maiores
detalhes sobre o emprego da tixofundição podem ser encontrados na literatura
(KUROKI, 2004; LIU et al, 2002; SVARE et al, 2002; CHIARMETA, 2000; e PITTS,
1998).
3.5.2.2 Tixoforjamento
O tixoforjamento ocupa o segundo lugar em termos de aplicação industrial de
processos de fabricação envolvendo pastas metálicas semi-sólidas. Os produtos
tixoforjados já conquistaram espaço no setor automotivo tais como produção de
peças de sistemas de freios, braços mecânicos, polias de carro, compartimento de
“air bag” e condutores de ar condicionado, (ROVIRA, 1996). No entanto, a expansão
da produção de peças nas indústrias está ainda limitada ao fornecimento de matéria
prima semissólida e na complexidade de produção de alguns componentes
50
mecânicos. Mas muitas pesquisas vêm sendo desenvolvidas e espera-se que a
conformação por forjamento de ligas no estado semissólido seja uma tecnologia de
ampla utilização comercial em um futuro breve. O gráfico 6 demonstra a
potencialidade de crescimento do processo de tixoforjamento onde é feita uma
comparação relacionando desempenho e custo. Podemos verificar que o processo
de conformação por tixoforjamento é promissor já que possui um custo relativo
médio associado a um desempenho próximo ao dos produtos forjados que por sua
vez, possuem custo elevado.
Gráfico 6 - Comparação da relação desempenho x custo, entre os processos de
injeção, tixoforjamento e forjamento.
Fonte: Flemings, 2000.
O forjamento de ligas no ESS pode ser realizado em matrizes abertas, isto é,
forjamento livre ou em matrizes fechadas. Em matriz fechada na maioria dos casos
são feitas peças com geometria mais simples, por exemplo, na forma de disco e são
classificadas segundo a teoria do forjamento como peças classe de forma 2
(LAPKOSWKI, 1992; ROBERT et al, 2000; STEINHOFF, 2000). Mas Kopp (2000),
produziu peças classe de forma 3, na forma alongada ou tipo alavanca, porém, o
trabalho visou particularmente aprimorar o projeto da ferramenta, sem se preocupar
em avaliar a estrutura e as propriedades do produto. Também não foi estudada a
maneira do escoamento do material durante o preenchimento da matriz.
51
Lourençato (2008), utilizando ligas AlSi0,5Mg com o Si variando de 1 a 7% em peso,
realizou o tixoforjamento em uma prensa do tipo excêntrica, com uma matriz do tipo
aberta, onde a força máxima aplicada no processo foi de aproximadamente 5 kN.
Utilizando uma fração sólida de apenas 45% houve uma maior facilidade de
preenchimento do que para as ligas com fração sólida de 60%. Este fato se justifica
tanto pela menor fração de sólido presente, como também pela viscosidade
aparente menor da pasta semissólida. O autor observou também que as ligas
contendo 4% de Si, foram as que apresentaram melhores resultados quanto ao
acabamento final. A razão para este resultado não foi bem esclarecida e pode ser
objeto de estudos futuros (ZOQUI, LOURENÇATO e BENATI, 2008).
Para obter um produto com boa qualidade em uma operação de tixoforjamento
inúmeros fatores influenciam, mas podemos destacar as seguintes variáveis:
 Composição química da liga: a composição química irá delimitar a região
semissólida, portanto é o primeiro parâmetro a ser observado. Para que um liga
possa ser tixoconformada é necessário que o campo referente ao ESS tenha no
mínimo 150C de variação entre a linha liquidus e solidus.
 Microestrutura da matéria-prima: as características da matéria prima devem estar
de acordo com o tipo de processo, ou seja, a microestrutura deve ser globular e
deverão ser controlados parâmetros microestruturais tais como: tamanho de
partícula ou glóbulo, fração sólida, contiguidade e fator de forma.
 Características da ferramenta de trabalho: deve-se ter cuidado com a matriz de
forjamento mantendo-a a uma temperatura em que a liga no ESS não sofra um
resfriamento excessivo, o que reduziria sua fração de líquido e consequentemente
necessitaria de tensões maiores para a conformação podendo até provocar a
formação de trincas. As matrizes normalmente são fabricadas em aço da série H,
principalmente o AISI H13. Estes aços são próprios para trabalhar em processos
onde tem-se esforços sob temperaturas relativamente elevadas da ordem de 600 0C.
Conforme já dito, um aspecto importante é que o tixoforjamento trabalha com
esforços reduzidos quando comparado com o forjamento convencional, portanto, a
possibilidade de usar matrizes cerâmicas é uma alternativa que pode ser viável.
52
Existem alguns trabalhos que abordam esta metodologia (PITTS, 1998; PELLA
,2002; BEHRENS et al, 2004). Estas matrizes são de custo baixo e possuem menor
condutividade
térmica
o
que
favorece
a
retenção
do
calor
durante
a
tixoconformação. Porém, são frágeis, os esforços finais de conformação deverão ser
limitados.
 Taxa de deformação: Normalmente ligas para conformação no ESS quando na
condição estado semi sólido possuem comportamento pseudoplástico e segue a lei
das potências onde a viscosidade varia exponencialmente com a taxa de
cisalhamento. Portanto, o controle da tensão aplicada e do tempo de aplicação
dessa tensão é fundamental nestes processos, pois irá afetar diretamente a
viscosidade, consequentemente afeta também as condições de preenchimento do
molde repercutindo por fim na qualidade do produto.
 Tempo e temperatura de trabalho: entende-se por tempo de trabalho, o tempo de
manutenção do material no ESS, o ideal seria trabalhar com tempos curtos, menor
que 1min, ou seja, o suficiente para que toda a massa esteja sob a mesma
temperatura. Este procedimento evita o crescimento excessivo das partículas
primárias, por isso recomenda-se o uso de fornos de indução para proceder o
aquecimento. Contudo, nem sempre isto é possível porque a liga quando no ESS,
necessita de um prazo para que as partículas fiquem envolvidas por uma camada de
líquido repercutindo na redução da viscosidade. Quando o tempo de espera é curto,
embora tenha-se partículas pequenas a condições de fluxo são desfavorecidas. A
temperatura de trabalho para o processo de tixoforjamento repercute nas frações
sólidas e esta tem forte influência sobre a viscosidade repercutindo nos esforços
necessários para o processo e também nas condições de fluxo.
Das variáveis discriminadas acima podemos dizer que a temperatura é uma das
mais importantes, pois, afeta diretamente a proporção da fração líquida no
processamento e repercute diretamente em todas as outras variáveis do processo
(GLENDA et al, 1987); (FLEMINGS, 1991). Portanto, a escolha deste parâmetro
deve ser feita com bom planejamento. Vários autores, entre eles, Winterbottom
(2000), concordam que a fração líquida para as ligas de alumínio deve estar no
intervalo de 0,3 a 0,5. Então eles definem que a fração líquida adequada para o
53
tixoforjamento deve ser próxima a 0,4. Porém, existem ainda outros fatores
operacionais que devem ser levados em conta entre os quais são: a posição da
pasta na câmara de aquecimento o qual poderá ser horizontal ou vertical; a razão
altura/diâmetro da peça a ser tixoforjada. Geralmente as peças esbeltas são menos
suscetíveis a tombar ou flambar quando posicionadas na vertical; a geometria e as
dimensões do componente a ser tixoforjado, sendo mais complexo e maior, maior
deverá ser a fração líquida. Finalmente busca-se controlar as condições de
solidificação minimizando-se os rechupes e a segregação. Como vantagens e
desvantagens do processo de tixoforjamento pode-se citar:

Boa reprodução da forma da matriz;

Facilidade para ser utilizado nas ligas de fundição Al-Si, pelo seu intervalo de
solidificação (> 40°C);

Viabilidades nas ligas com elevado ponto de fusão;

Elevada vida da matriz, devido às baixas temperaturas de conformação e ao
curto intervalo de tempo de permanência no molde;

Tamanho limitado dos lingotes (diâmetro);

Elevado custo do desenho especial que requer a estampagem;

Elevado custo dos lingotes de Reofundição;

Elevados investimentos de equipamentos;

Requere-se pessoal qualificado; e

As propriedades mecânicas são um pouco inferiores ao forjamento
convencional, (KANG, 2005).
3.5.2.3 Tixoextrusão
Os processos de tixoextrusão e tixolaminação tem sido testados a nível de pesquisa
em laboratórios, principalmente para ligas de chumbo e estanho e ligas de alumínio.
Na literatura especializada mostram a possibilidade de extrusão direta, inversa e
lateral de ligas semi-sólidas utilizando técnicas e equipamentos convencionais, não
havendo notificação do desenvolvimento de equipamentos especiais. Neste campo
podem ser mencionados os trabalhos de Gullo et al (2000) e Finke (2000). Quanto à
extrusão lateral Kopp et al (2000), obtém peças das ligas de alumínio AA356,
54
AA6082 e AA7075. Robert et al (2000), produziu produtos tixoextrudados da liga Al4,5Cu com boas propriedades estruturais.
3.5.2.4 Tixoestampagem e tixolaminação
Os processos de tixoestampagem e tixolaminação vem despertando o interesse dos
pesquisadores, mas ainda pouco pode ser encontrado sobre a aplicação desta
técnica. Adamiak e Robert (1999) foram uns dos primeiros pesquisadores a se
interessarem pelo assunto e estudaram o comportamento da liga AA 5052 no ESS
durante
a
estampagem
profunda,
analisando
o
comportamento
estrutural,
conformabilidade e a mecânica da fratura dos produtos obtidos. Observaram a
possibilidade de estampagem de chapas no ESS com valores de força 50%
menores do que no caso da estampagem convencional; também observaram
maiores valores de deformação na estampagem, da ordem de 40% superiores nas
chapas no ESS comparativamente às chapas no estado laminado, mostrando a
possibilidade de conformação de geometrias mais complexas em um número menor
de passos.
Pires et al (2001) analisaram a possibilidade de estampagem destas mesmas ligas
no ESS. Os resultados indicam a viabilidade de produção por tixoestampagem a
partir de chapas de elevada espessura. Os autores observaram que a constituição
da pasta tixotrópica, contendo sólidos interconectados em arranjos tridimensionais,
permite a manutenção de sua integridade quando submetida a tensões de tração até
certo limite. Assim, foi demonstrada a possibilidade de fabricação por estampagem
no ESS de produtos de boa qualidade.
Kiuchi e Sugiyama (1994), estudaram a laminação no ESS para produção de chapas
da liga AA 7075. Mas devido ao difícil controle operacional da tixolaminação ainda
não foi desenvolvida uma aplicação industrial.
3.6 EVOLUÇÃO MICROESTRUTURAL NO ESTADO SEMI SÓLIDO
Visto os mecanismos de formação da pasta metálica no ESS e o seu
processamento, o mecanismo principal que envolve a globularização das estruturas
55
e sua evolução no ESS é o engrossamento. O engrossamento pode se dar por dois
mecanismos: i) o crescimento competitivo por Ostwald Ripening (OR) ou ii) O
mecanismo da coalescência. No primeiro, envolve a transferência de massa
preferencialmente de superfícies com pequenos raios de curvatura para outras
superfícies de maiores raios, e tendem a tornar as superfícies internas mais planas e
com maior raio de curvatura, aumentando a relação volume versus área superficial
(V/S), com o intuito de diminuir a sua energia superficial. No segundo, tem-se a
união de uma ou várias partículas pelo contato mútuo. Para ambos mecanismos, o
engrossamento, propicia um acréscimo no tamanho médio das partículas e um
decréscimo em número. Os fenômenos de Ostwald Ripening e a coalescência
operam simultaneamente e independentemente assim que o líquido é formado,
(TZIMAS e ZAVALIANGOS, 2000).
No caso do crescimento competitivo OR, devido a sua importância no
engrossamento, muitas pesquisas têm sido feitas para tratar o assunto tanto
teoricamente quanto na prática experimental. Em sistemas no ESS o crescimento de
partículas foi modelado por Voorhess e Gliksman (VOORHESS e GLIKSMAN, 1984).
A partir da adaptação da clássica equação desenvolvida por Lisfhitz, Slyozov e
Wagner (LSW) para crescimento de precipitados de segunda fase, (LIFSHITZ and
SLYOZOV, 1961), (DAVIES et al, 1980) e assim:
R n  R 0n  k.t
Equação 4
onde R e R0 são o tamanho médio das partículas no tempo t e no tempo zero,
respectivamente, n é uma constante obtida experimentalmente geralmente seu valor
é 2 ou 3 e k uma constante cinética dada por:
k
8D
9M L (C S  C L )
Equação 5
Onde  é o coeficiente de Gibbs-Thomson [m.K]; D é o coeficiente de interdifusão
no líquido [m 2.s-1]; ML é a inclinação da curva liquidus [K.at-1.%elemento-1]; CL é a
concentração de soluto no líquido [%] e CS a concentração de soluto no sólido
[%].
56
Para usar a teoria LSW adaptada requer-se duas observações:
i) o elemento que difunde é o Al, já que a fase que está crescendo é Al-α; sendo
necessário neste caso calcular o coeficiente de auto-difusão;
ii) a constante cinética “k” deve ser modificada para “k1” e assim, levar em conta
situações com alta fração da fase que está em processo de crescimento.
Desse modo, a equação LSW fica:
k1  k f ( f s )
Equação 6
Onde f(fs) é uma função da fração sólida e é dada por:
3
f ( fs ) 
1 - f s3
Equação 7
aqui α é um parâmetro calculado por Vorhees et al que irá assumir valores diferentes
em função da fração sólida, (HARDY e VOORHESS, 1988).
Segundo a teoria LSW o valor de n pode ser igual a 2, tendo como mecanismo
controlador do crescimento uma reação interfacial (dificuldade de os átomos
cruzarem as interfaces s/l e l/s), ou então igual a 3, onde a difusão de átomos de
soluto é a etapa controladora. Para sistemas semissólidos usa-se n=3, (VORHEES;
GLICKSMAN, 1984).
No caso de estruturas dendriticas, o mecanismo de Ostwald ripening consiste na
dissolução de ramos menores, difusão de soluto no líquido e incorporação de soluto
nos ramos mais grosseiros. O resultado deste mecanismo é a redução do número
de ramos e aumento da distância entre eles. Um esquema é mostrado na figura 15.
57
Figura 15 - Mecanismo de Ostwald ripening
Fonte: Kattamis et al, 1967.
Já o mecanismo de coalescência ocorre devido à deposição preferencial de soluto
em regiões próximas a superfície que resultam na supressão de superfícies de
separação aglomeração de ramos secundários, levando a coalescência de dois ou
mais braços em um só, de maior dimensão. Conforme a figura 16.
Figura 16 - Mecanismo de coalescência.
Fonte: Kirkwood, 1994; Young et al, 1975; Genda, et al, 1987.
Os dois mecanismos coalescência e crescimento competitivo são amplamente
debatidos em trabalhos diversos. Durante o processo em que um material é mantido
no ESS estes mecanismos podem eventualmente ocorrer em conjunto sendo muito
58
difícil distingui-los individualmente. O trabalho de Vieira1 (2004) sugere que esta
questão ainda permanece em aberto e estudos aprofundados necessitam ser feitos
para definir quais são as condições que determinam o mecanismo controlador. A
grande dificuldade está no controle e na observação das microestruturas que são
formadas, já que estas não podem ser observadas durante o processo de
crescimento no ESS. De qualquer forma a fase primária tende naturalmente a
globularizar devido a estes fenômenos os quais favorecem a redução de energia de
interface. Como resultado é obtido uma estrutura final com morfologia equiaxial,
geralmente irregular, às vezes contendo uma grande quantidade de líquido retido em
seu interior, devido aos fenômenos de coalescência dos ramos dendríticos
adjacentes e de glóbulos em contato. (REEVES e KATTAMIS, 1971; ROBERT,
1989; ZOQUI, 2001).
3.7 DETERMINAÇÃO DA FRAÇÃO SÓLIDA
Nos processos industriais, geralmente a solidificação ocorre sob condições fora do
equilíbrio termodinâmico. Contudo, para o modelamento do processo de
solidificação assume-se equilíbrio local na interface sólido-líquido. Na interface, as
concentrações de soluto no sólido cis e no líquido cil são dadas pelas linhas solidus e
liquidus do diagrama de equilíbrio. As concentrações de equilíbrio interface
relacionam-se através do coeficiente de partição β:
cis
β i
cl
Equação 8
Assumindo que a difusão de soluto no líquido não seja o fator limitante, três
aproximações podem ser usadas para calcular a fração de sólido na linha de
coexistência das duas fases:
(i) completa difusão na fase sólida: não existe gradiente de soluto nesta fase como
mostra a figura 17(a) (solidificação sob equilíbrio – regra da alavanca).
fs 
1  cl  c0 
1  TL  T 

 


1  β  cl  1  β  TF  T 
Equação 9
59
co é a concentração de soluto na liga, T é a temperatura de interesse; fs, TF e TL
são a fração sólida, as temperaturas de fusão do solvente e a temperatura da linha
liquidus da liga, respectivamente.
(ii) sem difusão na fase sólida: o resfriamento é rápido e a difusão não é suficiente
para eliminar o gradiente de soluto na fase sólida. Neste caso considera-se que
existe um gradiente de concentração de soluto na fase sólida como mostrado na
figura 17 (b). Com essa aproximação foi deduzida a equação de Scheil:
c 
f s  1   l 
 c0 
1
β 1
 T T 

 1   F
 TF  TL 
1
β 1
Equação 10
(iii) limitada difusão na fase sólida: Considera-se um parâmetro β e assume-se que a
taxa de solidificação seja parabólica (equação de Brody e Flemings).
 1 2α 



1   TF  T   K 1  

fs 
1 

1  2α   TF  TL 


α
DSt S
2
dP
Equação 11
Equação 12
Ds é o coeficiente de difusão do Si no sólido, ts é o tempo de solidificação local e dp o
espaçamento das dendritas primárias ou o diâmetro médio de grão.
60
Figura 17 - Concentração de soluto nas fases sólido e líquido. (a) condição de
equilíbrio; (b) condição descrita pela equação de Scheil
Fonte: Vieira, 2004.
No caso de sistemas no ESS, normalmente utiliza-se a equação de Scheil e
praticamente todos os pesquisadores concordam nessa escolha. Para as ligas
contendo vários elementos a fração sólida (fs) é calculada a partir da determinação
das temperaturas de início e fim de fusão da liga utilizando-se, por exemplo,
módulos de análise térmica diferencial (DTA) para este fim.
O gráfico 7 mostra as duas curvas de fs em função da temperatura para uma liga de
alumínio reciclado a partir de latada de alumínio contendo 3,5% de Si. Tanto a
equação de Scheil quanto a regra das alavancas são bastante precisas para se
estimar a fração sólida da liga e a diferença entre as mesmas diminui com o
aumento de temperatura, neste caso a diferença máxima foi de 12,5% para a
temperatura de 580ºC.
61
Gráfico 7 - Fração sólida comparando regra da alavanca com a equação Scheill para
liga de Al 3,5% em peso de Si.
Fonte: Alves, 2011 (adaptado por Reis, 2013).
3.8 CARACTERIZAÇÃO DE ESTRUTURAS SEMISSÓLIDAS
Já foi visto que a condição inicial da matéria prima e a técnica de condicionamento
são essenciais no processamento de ligas no ESS. No entanto a etapa de refusão
parcial cria condições de evolução microestrutural cujas consequências afetam
muito a conformabilidade do material e as propriedades mecânicas finais. Loué e
Suéry (1995) caracterizam a liga AlSi7Mg0,6 usando parâmetros tais como a fração
sólida, o tamanho dos glóbulos, a contigüidade e o fator de forma (LOUÉ e SUÉRY,
1995). Estes parâmetros são importantes porque repercutem nas condições de
processo e na qualidade do produto final. São parâmetros que podem ser medidos
de forma quantitativa para então estabelecer relações de processo com o produto
final de forma a buscar boa produtividade com qualidade e lucro. Assim, estes
62
parâmetros são dependentes em especial do tempo de espera no ESS e os eventos
que tem lugar na etapa de refusão são os seguintes:
 Formação do líquido e penetração deste ao longo dos contornos de grão;
 Isolamento total ou parcial das partículas, ou seja, diminuição da contiguidade
“Q”, definida pela equação 13:
Q
(PL )
(PL )TOT
Equação 13
Onde PL é o número de interceptos por unidade de comprimento de uma linha
traçada sobre uma micrografia e os substritos αα e TOT referem-se respectivamente
ao número de contatos partícula/partícula e número total de interceptos ou seja
partícula/partícula + partícula/líquido; Q vale zero para molhamento total e 1 se todas
as partículas estiverem interconectadas.

Crescimento das partículas;

Esferoidização, que pode variar de zero (forma de agullha) a um (forma de
esfera), a expressão para avaliar o parâmetro fator de forma ”F” é a seguinte:
F
4. .A
P2
Equação 14
Onde A e P é a área e o perímetro médio dos glóbulos medidos respectivamente. O
fator de forma “F” será igual a ~1 se as partículas forem perfeitamente esféricas e ~0
caso tenha forma de agulhas. O fator de forma “F” também pode ser definido da
seguinte forma:
F
P2
4. .A
Equação 15
Considerando os mesmos parâmetros, agora neste caso “F” será igual a um número
grande caso a partícula tenha forma de agulha ou em um caso extremo será igual a
∞.
~
63

Aprisionamento de líquido que é uma característica muito importante a ser
identificada, pois a fração líquida retida dentro das partículas é responsável pelo
aumento da fração sólida efetiva da amostra, aumentando a viscosidade da pasta
no ESS. A fração de líquido aprisionado “fla” pode ser definida pela seguinte
expressão:
f la 
VLa
VLt
Equação 16
Onde VLa é o volume de líquido aprisionado dentro das partículas e V Lt é o volume
total de líquido.
A caracterização plena destes eventos é de fundamental importância uma vez que
influenciará no comportamento em termos de viscosidade e de conformabilidade da
pasta, (NIROUMANDI, 1998).
3.9 ENDURECIMENTO POR PRECIPITAÇÃO EM LIGAS DE ALUMÍNIO
As ligas de alumínio podem ter suas propriedades mecânicas melhoradas quando
submetidas a tratamentos térmicos de endurecimento e precipitação. Os principais
elementos químicos que possibilitam o endurecimento com significativa melhoria de
propriedades mecânicas são Cu, Si, Mg, Zn e o próprio Al combinado com outros
elementos. A figura 18 apresenta exemplos e geralmente, os precipitados de maior
interesse são Mg2Si e Al2Cu. Precipitados a base de Mn, Fe, Ni em conjunto com
outros elementos também se formam nos processos de solidificação ou tratamentos
térmicos, porém, nem sempre trazem benefícios para as ligas e podem até mesmo
prejudicar a performance. São exemplos destes precipitados o Al 6(MnFe), Al5FeSi e
Al12(MnFe)6Si.
Existem também na literatura alguns estudos envolvendo ligas de Al-Ag que
permitem entender e explicar melhor as teorias envolvidas nos processos de
precipitação. Por exemplo, as zonas de Guinier–Preston (GP) apresentadas em
1938 são (pré)-precipitados coerentes metaestáveis que aparecem nos primeiros
64
estágios de decomposição das ligas e até hoje são objetos de estudos como os
exemplo feito por Li et al em 2010 (MURAYAMA e HONO, 1999; LI et al, 2010).
Figura 18 - Típicos precipitados presentes em ligas de Al-Si-Mg-Cu-Ni.
Fonte: Ammar et al, 2008 (adaptado por Reis, 2013).
Do ponto de vista de aplicação prática e industrial, as ligas mais estudadas são as
que compõem o sistema Al-Si-Mg e Al-Cu. Estas ligas pertencem a um grupo onde
são consideradas ditas “tratáveis termicamente”. Algumas ligas não formam
65
precipitados que promovem melhorias significativas, neste caso são consideradas
como ligas “não tratáveis térmicamente”. No caso especifico das ligas Al-Si é vasto o
número de estudos e muitos pesquisadores têm buscado explicar e desenvolver
tratamentos que possam maximizar as propriedades mecânicas (KLIAUGA, 2008;
SMITH, 1997; ROMETSCH e SCHAFFER, 2002; SHA et al, 2012; POGATSCHER,
2011; MÖLLER et al, 2010; EDWARDS et al, 1998; MAHATHANINWONG et al,
2012; GUPTA et al, 2000; RAN et al, 2007; GABER et al, 2006).
A resistência mecânica de um material depende diretamente das forças de ligação
entre os átomos, íons ou moléculas. No caso de ligas é possível estimar o limite de
escoamento em função da dureza e este é um parâmetro de grande importância
para estudar os processos de aumento de resistência que pode ocorrer também
devido ao trabalho a frio, átomos mantidos em solução, tratamentos especiais que
viabilizam a diminuição de tamanho de grão ou ainda através do aumento da
quantidade de defeitos na rede cristalina utilizando-se outras técnicas mais
específicas.
As ligas de Al-Mg-Si são largamente utilizadas em projetos de engenharia que
requerem solicitação mecânica mais severa. A relação resistência densidade destas
ligas as tornam muito atrativas comercialmente. Os tratamentos térmicos de
solubilização seguidos de envelhecimento artificial é uma prática comum visando
ganhos na resistência mecânica. Para estas ligas, a sequência de decomposição de
uma solução sólida super saturada (SSSS) é a seguinte (VISSERS, 2007; ZANDER,
2008; BUHA, 2008):
SSSS → (Mg + Si)cluster/GP-Ispherical → ”/GP-IIneedles → ’rods →  (+Si)
Onde ’ e ’’ são precursoras de  com ’ = Mg1,7Si e ’’ = Mg5Si6 e =Mg2Si o
equilíbrio. Normalmente considera-se que ’’ consiste apenas de Mg e Si, porém,
outros trabalhos tem mostrado a presença também de Al (BUHA, 2008;
VAUMOUSSE, 2003).
66
Para promover o processo de precipitação, a primeira etapa que deve ocorrer é o
tratamento de solubilização. O processo de solubilização consiste no aquecimento
da liga a uma temperatura próxima da temperatura solidus com a finalidade de
dissolver a maior quantidade possível de átomos de soluto na matriz de alumínio. A
liga é então resfriada bruscamente para impedir a difusão dos elementos químicos
formando uma SSSS. Este tratamento térmico é conhecido também como (T4) e no
caso de ligas Al-Si, além de promover a dissolução dos elementos de liga, pode
também homogeneizar a solução sólida, fragmentar o silício eutético e esferoidizálo. A temperatura do tratamento deve ser controlada em uma faixa estreita, pois se
exceder é possível ocorrer a liquefação dos eutéticos secundários comprometendo
as propriedades mecânicas finais. Um aspecto importante nos processos de
solubilização de ligas é definir o tempo otimizado para solubilização. O gráfico 8
apresenta o resultado obtido por Dambauer et al (2012) para solubilização de ligas
AlSiMg com concentrações de Mg variando de 0,20 a 0,6%. Várias amostras foram
aquecidas até a temperatura de 5350C então para intervalos de tempos variando de
0 até 8h fez resfriamento brusco. Todas as amostras foram envelhecidas
artificialmente a 1650C por 6h visando promover o processo de precipitação. As
durezas foram então tomadas para todas as amostras o com isso foi possível
estabelecer o tempo ótimo. O interessante deste resultado é o aspecto de
concentrar-se no tratamento térmico de solubilização. Normalmente quando se
desconhece o tempo mínimo/ótimo para solubilizar uma liga o que se faz é utilizar
tempos longos, acima de 12h, o que nem sempre é a melhor opção já que conforme
mostra a ilustração 26 para este caso específico 5 horas apenas são suficientes
para se ter o material solubilizado ao máximo. Outros trabalhos da literatura
comparam tratamentos térmicos de solubilização longos com mais curtos como, por
exemplo, o desenvolvido por Ammar et al (2008). Descobriu-se que para uma liga
Al-Si 413 o tempo de solubilização de 24h não traz melhorias significativas do ponto
de vista de resistência mecânica quando comparado com o tempo de 4h. Porém, do
ponto de vista industrial os níveis de economia são elevados já que seriam 20h a
menos de peças sendo mantidas dentro do forno. Uma maneira simples para prever
aproximadamente qual é o tempo mínimo necessário para completa solubilização de
um determinado elemento é utilizar equação 17 (WEISS, 1996)
67
x2
t
2D
Equação (17)
Esta equação estabelece o prazo necessário mínimo para que 1 átomo percorra
uma distância “x”. D é o coeficiente de difusão do soluto na matriz e “x” pode ser
substituído pela metade do tamanho de grão, ou o espaçamento interdendrítico
secundário da liga que se pretende solubilizar. Bromerschenckel et al (2008)
aplicaram esta equação para liga de Al4%Cu e obtiveram sucesso.
Gráfico 8 - Tempo de recozimento ótimo para uma liga AlSiMg.
Fonte: Dambauer et al, 2012 (adaptado por Reis, 2013).
Mas a dissolução dos elementos de liga por meio de resfriamento rápido mantida à
temperatura ambiente é de modo instável, sendo que o coalescimento de átomos de
soluto ou a precipitação de particulados pode começar ocorrer instantaneamente
depois do tratamento ou demorar dias. Esse fenômeno é conhecido como
envelhecimento natural. Porém a precipitação pode ser acelerada com o aumento do
processo de difusão dos elementos na liga através de um tratamento térmico à baixa
temperatura, cerca de 1/3 da temperatura da solubilização/recozimento conhecido
como envelhecimento artificial. O processo permite a obtenção de precipitados finos
e bem distribuídos. Eles agem como obstáculos ao movimento das discordâncias,
68
endurecendo a liga. Os precipitados devem ser pequenos o suficiente para manter a
coerência com a matriz, fundamental para manter o efeito máximo de endurecimento
para um determinado tempo de tratamento. Após o qual o crescimento excessivo
acarreta em perda de coerência dos mesmos com a matriz que leva à queda de
dureza denominada superenvelhecimento.
A resistência de uma liga endurecida por precipitação é governada pela interação
entre o movimento de discordâncias bloqueadas por precipitados. Os obstáculos nas
ligas endurecidas por precipitação que impedem o movimento das discordâncias
podem ser: i) tensões em torno das zonas GP (zonas de Guinier-Preston) ou ii) as
próprias zonas GP ou precipitados ou ainda ambos. Sendo assim as discordâncias
que seguem em direção a uma zona GP ou precipitados deverão ou cortar o
obstáculo ou contorná-lo. Dois modelos podem explicar o endurecimento devido a
precipitação:
i) os precipitados são impenetráveis e as discordâncias quando em movimento
precisam contorná-los:
Este mecanismo foi proposto por Orowan em 1948. Numa matriz dútil com partículas
de segunda fase impenetráveis as discordâncias que estiverem se movimentando
deverão se curvar em torno das mesmas na forma de semi-circulos e uma tensão
adicional será necessária para manter o movimento. Serão deixados para traz
“laços” em torno das partículas como mostra esquematicamente a Figura 19. A
tensão necessária para que uma discordância curve-se em torno de um precipitado
é dada pela seguinte expressão:

Gb
2.r
Equação 18
Onde G é o módulo de cisalhamento, b é o módulo do vetor de burguers associado à
discordância e r é o raio da curvatura da discordância.
O valor de r pode ser
substituído por metade da distância média entre os precipitados. Por fim, a tensão
necessária para que a discordância passe pelos precipitados “y” será dada pelo
69
somatório da tensão cisalhante da matriz isenta de precipitado “m” mais a parcela
““ assim:
 y m 
Gb
2.r
Equação 19
Este modelo é válido na situação onde temos partículas incoerentes com a matriz,
pois, nesta situação as tensões necessárias para que a discordâncias as cortem por
dentro são muito elevadas.
Figura 19 - Modelo de Orowan para discordâncias que contornam precipitados.
discordância
discordância
movendo-se
deixando um anel
Precipitados
Fonte: Bromerschenkel; et al, 2008 (adaptado por Reis, 2013).
ii) os precipitados são penetráveis e as discordâncias podem atravessar por dentro
deles.
Nesta situação as partículas são cortadas pelas discordâncias por dentro como
mostra a figura 20. È um mecanismo que ocorre na situação onde a interface
partícula/matriz é coerente e irá ocorrer se:
 y m 
Gb
2.r
Equação 20
70
Portanto, podemos perceber que a resistência da partícula e a natureza da interface
partícula/matriz irão determinar se as discordâncias irão cortá-las ou não.
A contribuição relativa de cada um destes mecanismos depende do sistema de liga
particular, mas geralmente conforme já dito existe uma dispersão crítica onde tem-se
a resistência máxima e a gráfico 9 mostra esquematicamente este efeito. Quando
temos partículas pequenas estas são coerentes com a matriz e deformáveis a
medida que as discordâncias podem cortá-las, enquanto que para grandes
partículas estas são incoerentes e indeformáveis tendo em vista que as
discordâncias passam em volta das mesmas. No caso das partículas deformáveis,
as propriedades intrínsecas é o mais importante, ou seja, a gráfico 9 mostra que a
dureza da partícula tem forte influência sobre resistência. Já com relação ao
tamanho a resistência varia pouco. Para o caso de partículas não deformáveis em
que as discordâncias passam contornando-as a resistência da liga independe da
propriedade intrínseca das partículas e o tamanho das mesmas exerce grande
influência e a resistência decresce com o tamanho das partículas. O ponto de
transição de deformável para indeformável ou coerente para incoerente pode ser
observado pela microestrutura da liga e no caso de partículas coerentes observa-se
campos de tensões laminar sem turbulências no caso de partículas inderfomáveis
ocorre o inverso. Os precipitados incoerentes produzem uma grande quantidade de
emaranhado de discordâncias resultando em uma alta taxa de endurecimento
durante uma deformação a frio. Esta alta taxa de endurecimento é característica
para os sistemas endureciveis por dispersão.
Figura 20 - Partícula ordenada e posteriormente cortada por uma discordância
produzindo uma nova interface.
partícula
ordenada
nova interface
plano de
escorregamento
Fonte: Bromerschenkel et al, 2008. (
a)
(
b)
71
O real mecanismo que atua numa dada liga depende de diversos fatores, tais como:
o tipo de partícula precipitada (isto é: zona, precipitado intermediário ou fase
estável); a magnitude da tensão e da temperatura de tensão.
Então o grau de
endurecimento resultante depende da presença destes microprecipitados, da sua
distribuição na matriz e ainda da morfologia assumida durante o tratamento.
Compreender bem estes mecanismos é fundamental no desenvolvimento de ligas
para conformação no ESS já que uma das suas principais vantagens é o fato de
existir a possibilidade de se fazer este tipo de tratamento, o T6, solubilização
seguido de envelhecimento. Este tratamento é inviável para ligas de alumínio
fundidas, mesmo as tratáveis termicamente, porque em muitos casos o processo
acaba por deixar a liga com um teor de hidrogênio dissolvido elevado que se
manifesta na forma de bolhas durante a etapa de solubilização.
Gráfico 9 - Endurecimento da partícula ordenada e posteriormente cortada por uma
discordância produzindo uma nova interface.
Fonte: Bromerschenkel et al, 2008.
72
4 MATERIAIS E MÉTODOS
Neste capítulo será descrito com detalhes os materiais e as etapas realizadas para
desenvolver a nova liga de alumínio adequada para processos de conformação no
ESS. Inicialmente são abordados os materiais utilizados e posteriormente é feito
uma descrição detalhada de todas as etapas intermediárias. A figura 21 sumariza o
projeto. A partir de latas recicladas foi fundida uma nova liga contendo 3,8% de Si.
Através do levantamento de curvas de dureza de amostras solubilizadas determinouse o tratamento térmico adequado para maximizar as propriedades mecânicas.
Paralelamente foi feito a tixoconformação de peças variando-se a fração sólida e o
Figura 21 - Fluxograma das atividades desenvolvidas.
Preparação da matéria prima
(fusão das latas)
Nova liga
Al3,8%Si
DTA
AM
AM
Estabelcer melhores condições de
solubilização/envelhecimento (T6)
Estabelecer melhor
condicionamento - TTM
fS = 0,6; fS = 0,7 e
fS = 0,8
Tixoforjamento
Tespera 10 min e 30 min
TTM
otimizado
AM
T6
Ensaios de Tração
Fonte: Reis, 2013.
AM
73
tempo de espera. Análise por calorimetria diferencial (DTA) permitiu determinar
as temperaturas de início e fim de fusão da nova liga para assim, controlar a
fração sólida a ser utilizada no processo. Tratamentos térmicos T6 otimizados
foram feitos nas peças obtidas e fez-se posterior ensaio de tração. Para todas
as etapas fizeram-se Análises Microestruturais (AM) para observar as
transformações envolvidas por microscopia ótica (MO) ou por microscopia
eletrônica de varredura (MEV).
4.1 MATERIAIS
A nova liga basicamente consistiu de uma mistura das ligas 3004 e 5182 onde
foi adicionado o Si metálico puro até atingir-se 3,8%. Os lingotes de alumínio
reciclado foram obtidos a partir da refusão de latas. Outros materiais utilizados
foram:
 Mistura salina equimolar de NaCl e KCl como escorificante para liberação do
alumínio metálico;
 Anteligas Al10%Sr e Al5%Ti1%B para modificação do Si e refino de grãos
respectivamente;
 Pastilhas de hexacloretano para promover a desgaseificação da liga;
Na maioria dos casos a reciclagem de latas de alumínio inicia pela coleta manual.
Nas cooperativas de coleta, as impurezas são limpas grosseiramente e depois o
material é vendido para as revendedoras de matéria prima, onde é compactado em
fardos. As indústrias de reciclagem desenfardam e desmontam os blocos. Um
separador eletromagnético remove os metais ferrosos. As latas são picotas e nova
separação eletromagnética é feita. Outros resíduos são retirados por uma peneira
vibratória. Para este trabalho a quantidade de material utilizado foi pequena e,
portanto o processo de seleção das latas adquiridas foi feito manualmente. A
retirada do material ferroso foi realizada com um imã comum. A figura 22 mostra o
aspecto de fardos de latas de alumínio prontos para serem enviados a indústrias de
reciclagem.
74
Figura 22 - Latas de alumínio enfardadas.
Fonte: Verran et al, 2007.
4.2 FUSÃO DAS LATAS
A primeira etapa deste trabalho foi fundir as latas de alumínio. Foram
produzidos aproximadamente 10 kg de alumínio reciclado em um forno de
indução da marca inductotherm 100kVA, obtendo-se os lingotes primários
conformados em coquilha. Os fornos de indução têm a vantagem de trazer bom
rendimento metálico. Alguns estudos indicam a obtenção de até 90% de
rendimento na reciclagem de alumínio, em condições operacionais específicas
(VERRAN et al, 2007). Este rendimento é superior aos valores médios obtidos
pelas indústrias que trabalham com reciclagem de latas de alumínio usando
processos de fusão em fornos com queima de combustíveis. A figura 23
apresenta o forno de indução e o cadinho utilizados.
75
Figura 23 - Aparato para fusão das latas de alumínio (a) forno de indução, (b)
cadinho de argila-grafite.
Fonte: Reis, 2013.
O procedimento para a fusão foi o seguinte: inicialmente em um cadinho argilagrafite, adicionou-se uma mistura equimolar de NaCl + KCl correspondendo a
aproximadamente 5% da carga. Depois as latas foram pré-aquecidas até
aproximadamente 2000C garantindo-se a total evaporação da umidade. Como não
foi feito um tratamento prévio para remoção de tintas e vernizes, estes foram
queimados durante a etapa de secagem gerando grande quantidade de fumaça. O
fluxo salino funcionou como a primeira massa líquida, ou seja, o "pé de banho”. A
mistura equimolar de NaCl+KCl tem a propriedade de dissolver o óxido de alumínio
que recobre a superfície das latas. Então o fluxo transforma esta camada em íons
dissolvidos no fluxo. Com a dissolução da alumina que recobre a superfície das
latas, então o alumínio metálico fundido é liberado e se une em gotas que também
se mistura ao sal. Com a formação de um número cada vez maior de gotas de
alumínio, ocorre a coalescência das mesmas e estas vão para o fundo do cadinho
promovendo incremento no rendimento do metal. Nas indústrias utiliza-se além da
mistura equimolar NaCl-KCl outros compostos químicos halogênicos, que favorecem
a aglomeração de impurezas não metálicas e absorção de óxidos, visando uma
melhor recuperação do metal. Neste trabalho fez-se uso apenas da mistura NaClKCl já que o objetivo não era maximizar o rendimento. Porém, para melhorar o
processo adições de fluxo eram feitas à medida que era adicionado as latas de
alumínio chegando a uma proporção aproximada de 10% em peso de uso de fluxo
salino. Outro aspecto importante que ajuda na recuperação do alumínio metálico é a
agitação do banho. Nos fornos de indução o alumínio pode ser agitado através do
76
aumento da potência do forno já que o campo magnético gerado movimenta a
massa metálica líquida. Deve-se tomar cuidado para que a temperatura não suba
excessivamente, acima de 7500C. Caso isto ocorra, haverá maior formação de
óxidos diminuindo o rendimento do processo. Outra desvantagem da temperatura
elevada é o favorecimento da incorporação de hidrogênio no banho o que pode
acarretar em um desempenho mecânico ruim em peças conformadas. Neste
trabalho tomou-se o cuidado para que a temperatura não ultrapassasse 700ºC. No
entanto, o aumento da temperatura diminui a viscosidade do alumínio e possibilita
melhor separação metal escória. Alguns estudos sugerem que existe uma
temperatura onde se tem bom rendimento sem acelerar demasiadamente o
processo de oxidação (MAJIDI et al, 2007; VERRAN et al, 2007).
Após a total fusão das latas, a massa de metal líquida e o fluxo foram misturados por
um período aproximado de 5min. Para retirar a drosse formada foi utilizada uma
escumadeira de aço inox. Depois a liga foi vazada em uma lingoteira ou na forma de
tarugos “gotão” com aproximadamente 350cm3 de volume. A figura 24 apresenta a
lingoteira utilizada e o aspecto macroscópico de uma placa bruta de fusão.
Figura 24 - Lingoteira utilizada para vazar o alumínio metálico (a) e típica placa bruta
de fusão de alumínio reciclado de latas.
Fonte: Reis, 2013.
77
A figura 25 mostra típicas microestruturas da liga das latas bruta de fusão obtidas da
reciclagem, podemos observar que existe a presença de diversos tipos de
precipitados que a princípio não podem ser devidamente identificados sem utilizar
uma técnica mais acurada. Contudo, é certa a presença de Mg2Si, Al2Cu, além de
outros tipos a base de Fe, Mn e Si, ou seja, os elementos presentes na liga
conforme mostra a tabela 4. A ilustração 33b mostra um típico precipitado com
morfologia “escrita chinesa” que pode ser do tipo Mg 2Si ou ainda outro contendo Fe
ou Mn semelhante ao observado por Ammar et al (2008). Para esclarecer estas
dúvidas análises por Energia Dispersiva de Raios–X (EDS) no Microscópio
Eletrônico de Varredura (MEV) poderia nos fornecer informações mais precisas.
Figura 25 - Típicas microestruturas brutas de fusão para liga de lata de alumínio
reciclada em (a) presença de precipitados com morfologia variada e no detalhe (b)
escrita chinesa.
Fonte: Reis, 2013.
Foram feitas analises química da liga obtida em um espectrômetro de emissão ótica
da marca Oxford Instruments Modelo Foundry Master PRO localizado no laboratório
de análise instrumental do IFES. A tabela 4 apresenta a composição química obtida.
Como é oriunda de uma mistura das ligas 3004 e 5182 respectivamente 75 e 25%
em peso então, esperava-se que a composição final fosse algo intermediário das
duas ligas e de fato este aspecto foi confirmado conforme mostra a tabela 4. O
balanço de massa das duas ligas mostra que a composição química da liga reciclada
78
é próxima ao previsto. Existem distorções com relação ao Zn apenas onde se
esperava teores da ordem de 0,25%. No caso do Mg o teor obtido ficou um pouco
abaixo do esperado mas, isto pode estar associado a perdas durante a etapa de
fusão já que o Mg possui maior afinidade ao oxigênio do que o alumínio. Por causa
deste efeito a perda de Mg nos processos de reciclagem de alumínio é comum. As
divergências encontradas na liga reciclada, ainda, podem ser justificadas pela
variabilidade das ligas comerciais e pelo fato de que as latas de alumínio para a
reciclagem geralmente encontram-se misturadas com o restante do lixo podendo
estar contaminadas com matéria orgânica, excesso de umidade, plástico, vidro, areia
e outros metais. Mas no caso desta fusão as razões de contaminação acima pouco
influenciaram porque o material foi selecionado manualmente de forma rigorosa.
Tabela 4 - Composição química da sucata estimada e da liga após a fusão (% em
peso)
LIGA
3004- corpo
5182-tampa
Mistura
Analisada
Si
0,30
0,20
0,28
0,20
Fe
0,70
0,35
0,61
0,56
Cu
0,25
0,15
0,23
0,12
Mn
1,25
0,35
1,03
0,77
Mg
Cr
Zn
Ti
1,1
0,25
4,5 0,10 0,25 0,10
1,9 0,03 0,25 0,03
1,7 0,017 0,033 0,027
Fonte: Reis, 2013.
4.3 ELABORAÇÃO DA LIGA Al-3,8%Si
A liga de alumínio oriunda do processo de reciclagem de latas não é adequada ao
processo de conformação no ESS porque seu intervalo de semissólido é muito curto
conforme mostra o gráfico 10. A análise térmica diferencial mostrou que o intervalo
de coexistência de líquido e sólido foi de apenas 32 0C. Isto não descarta totalmente
o uso desta liga para processos de conformação no ESS, porém, haverá limitações,
pois, o controle da fração sólida será mais difícil. Na figura 26 é apresentado o
Módulo de Análise Térmica Diferencial (DTA) da marca Shimadzu DTA50 utilizado
para determinar as temperaturas exatas de início e fim de fusão da liga. O
equipamento esta localizado no Departamento de Caracterização Instrumental do
Departamento de Engenharia Metalúrgica do IFES. A taxa de aquecimento utilizada
foi de 10ºC/min e o resfriamento foi feito no forno, desligado, de forma natural. O
cadinho utilizado foi de alumina com pureza de 99,99%.
79
Gráfico 10 - Análise por DTA para liga bruta de fusão de latas.
Fonte: Reis, 2013.
Figura 26 - Módulo de análise térmica diferencial (DTA).
Fonte: Reis, 2013.
Então para aumentar o intervalo de temperatura no ESS fez-se adição de Si metálico
comercialmente puro na liga reciclada. Para escolher a composição de 3,8% de Si
baseou-se no trabalho de Oliveira et al (2009). Oliveira et al (2009), partindo de uma
liga oriunda de sucatas de latas de alumínio elaborou novas ligas contendo teores
80
de Si variando de 0,2 a 7% em peso. Usando um DTA as amostras foram aquecidas
e resfriadas seguindo um ciclo semelhante ao apresentado pelo gráfico 11 e com
isto foi possível construir parte do diagrama de fase em função da variação do Si. A
variação dos demais elementos devido a adição do Si foi desprezada. Os dados
permitiram determinar as temperaturas de início e fim de fusão das ligas e o
resultado obtido foi o diagrama de fases apresentado pelo gráfico 11. Existe uma
faixa de composição e temperatura relativamente ampla para se trabalhar com uma
nova liga no ESS a partir da reciclagem de latas com a adição de Si. A partir do
gráfico 11 escolheu a composição com 3,8% de Si que apresenta um intervalo de
solidificação conforme o diagrama de Oliveira de aproximadamente 55 0C.
Gráfico 11 - Diagrama de fase obtido para as novas ligas Al-Si a partir de sucatas de
latas de alumínio
Fonte: Oliveira; et al, 2009 (adaptado por Reis, 2013).
A partir do alumínio obtido na primeira fusão fez-se a refusão novamente da liga no
forno de indução até uma temperatura aproximada de 690ºC. Um balanço de massa
foi feito e levou-se em consideração nos cálculos o silício inicial presente nas latas.
Para calcular a quantidade de liga matriz e Si a serem misturadas as seguintes
equações foram usadas:
81
A  B  Mt
A
bB cM

100 100
Equação 21
Equação 22
onde B é a massa da liga matriz a ser adicionada, A é a massa de Si, M é a massa
total do lingote a ser fabricado e
“b” e “c” correspondem a concentração de Si
contido na liga matriz e lingote respectivamente.
No caso do silício metálico aconteceu um problema relacionado com o fato do
mesmo estar sob uma granulometria muito fina. As partículas que eram
adicionadas no banho flutuavam sem dissolverem-se totalmente no alumínio.
Mas o problema foi resolvido com a elaboração de um aglomerado de partículas
de Si com alumínio. O processo consistiu em recobrir os fragmentos de Si com o
alumínio líquido dentro de um cadinho de grafite ou uma pequena coquilha. O
aglomerado Si com o alumínio reciclado era então adicionado ao banho para
atingir a composição desejada. A incorporação da anteliga criada era realizada
com a imersão da mesma no seio do metal líquido com a ajuda de uma
campânula perfurada (Figura 27 b).
Após a adição do Si, o banho foi agitado usando o próprio campo magnético do
forno e posteriormente com a diminuição da potência foi mantido sob temperatura
controlada mantendo-se a composição química homogênea. Para remover o
hidrogênio dissolvido foi feito a desgaseificação da liga por meio do borbulhamento
de gás ativo com adição de pastilhas de hexacloretano, na temperatura de 680 ºC. A
mesma campânula perfurada utilizada para a adição do Si foi aqui também utilizada.
O processo de desgaseificação durou aproximadamente 5 minutos.
Este
procedimento além de eliminar o hidrogênio dissolvido favorece a limpeza do metal
líquido eliminando inclusões como, por exemplo, TiB2, Al2O3, MgO e Al4C3. A figura
27 (a) mostra o esquema de desgaseificação empregado e a figura 27 (b) apresenta
o detalhe da campânula fabricada de grafite puro no próprio IFES no Departamento
de Engenharia Metalúrgica.
82
Figura 27 - Processo de desgaseificação manual de ligas de alumínio (a) ilustração
esquemática do borbulhamento usando pastilhas de hexacloretano e (b) detalhe
mostranto a campânula de grafite utilizada para reter as pastilhas de hexacloretano
e gerar bolhas.
Fonte: Reis, 2013.
Após a etapa de desgaseificação e limpeza do banho, procedeu-se a remoção da
drosse formada com o auxílio de uma escumadeira de aço inox. Toda a superfície foi
limpa eliminando-se a possibilidade de retorno de impurezas para liga metálica. Em
seguida adicionou-se 0,5% de agente nucleante Al5%Ti1%B e 0,2% de Al10%Sr
com o objetivo de refinar o grão e favorecer a modificação do silício
respectivamente. Então a liga foi vazada na lingoteira apresentada na figura 24(a) e
foram produzidas 4 placas. Duas placas possuíam dimensões aproximadas de
16,5x10x5,0cm. As outras duas possuíam uma espessura de apenas 2,0cm. O
primeiro grupo ficou reservado para realizar tixoconformação de peças e estudar as
propriedades mecânicas. Já o segundo grupo foi utilizado para realizar estudos de
condicionamento da liga.
Uma nova análise química foi realizada para verificar as concentrações dos
elementos de liga. A tabela 5 mostra as porcentagens dos principais elementos
identificados. O equipamento utilizado para análise novamente foi o mesmo
espectrômetro de emissão ótica já descrito.
83
Tabela 5 - Composição química da nova liga Al3,8Si (%em peso)
Elemento (%)
Al
Si
Fe
Cu
Mn
Mg
Cr
Zn
Ti
Nova liga AlSi
93,1
3,8
0,47
0,17
0,75
1,38
0,015
0,04
0,02
Fonte: Reis, 2013.
Como era esperado o Si e o Mg são em maior concentração nesta nova liga e o Fe é
a impureza mais preocupante. Em relação aos outros elementos observam-se
valores menos significativos que representam impurezas aceitáveis haja vista que o
material é reciclado. Todas as placas foram homogeneizadas em um forno de
resistência modelo INTI FL-1300 a uma temperatura de 530 ºC durante 24 h (figura
28).
Figura 28 - Forno de resistência elétrica utilizado para homogeneizar as placas
obtidas.
Fonte: Reis, 2013.
4.4 CONDICIONAMENTO DA LIGA
Já foi dito neste trabalho várias vezes que as ligas metálicas destinadas aos
processos de conformação no ESS precisam ser previamente preparadas ou
condicionadas para viabilizar a típica microestrutura globular. No condicionamento
microestrutural pelo método de preparação no estado sólido a deformação é a etapa
principal. A partir das placas de 2cm de espessura decidiu-se estudar diferentes
procedimentos termomecânicos para alcançar a melhor microestrutura para
conformação no ESS. O que se deseja são partículas pequenas e o mais globular
84
possível. Estas características certamente irão conferir melhores propriedades
mecânicas além de condições reológicas mais favoráveis.
Figura 29 - Fluxograma para determinar a melhor rota de condicionamento por
termomecânico para conformação no ESS.
Fonte: Reis, 2013.
Para fazer o estudo das melhores condições de condicionamento primeiro buscou-se
definir qual deveria ser o tempo mínimo de solubilização para a liga conformada. A
figura 29 mostra os tratamentos termomecânicos efetuados em dois grupos de
amostras obtidos a partir de uma das placas da etapa anterior. No primeiro o que se
desejava era investigar o tempo mínimo para solubilizar a nova liga e preparou-se 7
amostras com dimensões aproximadas de 1x2x1cm. As amostras foram então
85
solubilizadas a 5300C para os tempos de 1, 2, 4, 8, 12, 24 e 46h e resfriadas em
água. Após 24h tirou-se a dureza de todas as amostras.
O gráfico 12 apresenta resultados semelhantes aos obtidos por Dambauer et al
(2012). O resultado permitiu estabelecer que o tempo otimizado para solubilização
da nova liga é de aproximadamente 4 horas. Portanto, partindo-se das placas
homogeneizadas este seria o tempo de solubilização a partir do qual o tratamento
não é mais capaz de colocar átomos em solução. No trabalho de Dambauer et al
(2012), eles optaram por envelhecer as ligas artificialmente. Talvez, esta não seja a
melhor opção, porque nesta situação, o endurecimento não é causado somente por
átomos em solução, mas também devido a precipitação, que por sua vez, em alguns
casos poderá ser coerente ou incoerente e mudanças no perfil de dureza podem não
ser muito bem entendidos. Principalmente se a liga contiver muitos elementos como
é o caso deste trabalho. A vantagem de acompanhar a dureza sem fazer o
envelhecimento artificial é que o aumento da dureza se dará somente por átomos
em solução ou também por precipitação do tipo coerente de Al 2Cu já que os demais
precipitados não possuem tendência de se formarem na temperatura ambiente.
Ressalva-se que como neste trabalho todas as durezas foram tiradas 24 horas após
o tratamento de solubilização então acredita-se que a parcela devido a precipitação
por Al2Cu não seja significativa. A parcela de precipitação que provavelmente
ocorreu
para
todas
amostras
certamente
não
atingiu
estágios
de
superenvelhecimento.
Outro aspecto interessante que também pode ser observado no gráfico 12 é que a
adição de 3,8% de Si na liga oriunda do processo de reciclagem de latas mais a
homogeneização a 5300C por 24h conduziu a um aumento na dureza de 53 HB para
88 HB. Este aumento da dureza pode ser explicado pelo aumento da quantidade de
Si e este provavelmente combinou com o Mg formando novos precipitados do tipo
Mg2Si. A posterior solubilização, provavelmente colocou boa parte destes
precipitados em solução, além disso, o tratamento de homogeneização provoca
mudanças na morfologia do silício do eutético tornando-o esférico (GARAT e
SCALLIET, 1978; ZHU et al, 1985; CLOSSET et al, 1986; SHIVKUMAR et al, 1990).
Os eventos somados resultou na maior dureza em relação a lata bruta de fusão.
86
Gráfico 12 - Evolução da dureza com da nova liga Al3,8%SI com o tempo de
solubilização.
Fonte: Reis, 2013.
Tendo sido definido o tempo mínimo de solubilização, então se tomou o segundo
grupo de amostras que por sua vez foram solubilizadas por 6 horas. Três
resfriamentos diferentes foram feitos: i) de forma rápida em água (ii) no ar e (iii) no
forno. Para cada tipo de resfriamento foi feito dois tipos de deformação: a
temperatura ambiente e sob a temperatura de 350 0C. Todas as amostras foram
deformadas até que surgisse a primeira trinca em um laminador “Duo” não reversível
da marca Machine. A figura 30 apresenta o equipamento utilizado. A grande
vantagem deste método de condicionamento é a capacidade de produzir liga no
ESS com uma estrutura composta por glóbulos bem definidos, com pequenas
dimensões e sem a presença de líquido retido em seu interior. Este procedimento
permitiu testar seis rotas diferentes de condicionamento.
87
Figura 30 - Laminador duo não-reversível do laboratório de metalurgia do IFES.
Fonte: Reis, 2013.
4.5 TEMPERATURA DE TRABALHO
A fração sólida de uma liga é um dos fatores determinantes na escolha do método
de conformação de materiais no ESS. A temperatura de trabalho determina a
relação entre as quantidades de sólido e líquido presentes. Uma combinação errada
entre processo de conformação e fração sólida pode acarretar problemas no material
e comprometer as propriedades mecânicas do produto acabado. Também outros
parâmetros de processamentos são diretamente afetados com a temperatura de
trabalho, sendo que a escoabilidade do material na matriz e a formação mais rápida
da fase primária globularizada são as principais influências. Então normalmente para
ligas no ESS com fração sólida fs acima de 0,5 é indicado o processo de
tixoforjamento. Para fs, abaixo de 0,5 é comum indicar-se a injeção.
Para o presente trabalho, optou-se pelo tixoforjamento devido à maior facilidade de
manipulação da liga no ESS. A temperatura escolhida foi então definida em função
da fração sólida desejada 0,6; 0,7 ou 0,8. Os cálculos da fração sólida e líquida
podem ser feitos a partir da equação de Scheil ou usando-se a tradicional regra das
alavancas.
Diferenças
significativas
podem
aparecer
principalmente
para
temperaturas correspondentes a maiores frações sólidas. Para determinar as
temperaturas exatas de início e fim de fusão da liga foi usado novamente o Módulo
88
de Análise Térmica Diferencial (DTA) da marca Shimadzu DTA50. O gráfico 13
apresenta as temperaturas de início e fim de fusão.
Gráfico 13 - Curva de análise térmica obtida para a liga Al-3,8%Si.
Fonte: Reis, 2013.
Os dados obtidos mostram que as temperaturas de início e fim de fusão foram de
respectivamente 574,3ºC e 632,7ºC. Portanto o intervalo de ESS subiu de 32 0C para
aproximadamente 59ºC. Este resultado mostra uma melhor viabilidade para
trabalhar conformando-se peças no ESS.
Para estimar as frações sólida para os experimentos de tixoforjamento em função
das temperaturas foram feitos os cálculos usando as equações da regra da alavanca
e de Scheil (equações 7 e 8), o gráfico 14 apresenta os resultados.
89
Gráfico 14 - Fração sólida obtida com a regra da alavanca e a equação Scheill para
liga de Al 3,8% em peso de Si.
Fonte: Reis, 2013.
4.6 TRATAMENTOS TÉRMICOS
O objetivo desta etapa do trabalho foi buscar desenvolver tratamentos térmicos de
solubilização seguidos de envelhecimento artificial (T6) para maximizar as
propriedades mecânicas da nova liga desenvolvida para o processo de
tixoforjamento, aspecto muitas vezes limitado para as ligas injetadas ou fundidas.
Conforme já foi explicado, existe um par de tempo-temperatura otimizados para
atingir-se uma máxima resistência mecânica onde se obtém precipitados finamente
dispersos na matriz, o qual superado ou subestimado a liga perde parte do efeito de
endurecimento ou mesmo não o alcança.
Para fazer este estudo tomou-se uma das placas fundidas contendo 3,8% de Si e
foram feitos quatro grupos de amostras com dimensões aproximadas de 2x1x1cm
para o levantamento das curvas de solubilização/envelhecimento. Cada grupo
continha de 6 a 10 amostras que foram solubilizadas por 6h a 5300C. Posteriormente
90
esta amostras foram envelhecidas artificialmente sob temperaturas de 160, 185, 220,
275 0C. Também foi retirada uma amostra para analisar o envelhecimento natural. A
figura 31 apresenta esquematicamente o aparato experimental utilizado para fazer
os tratamentos térmicos, o controle da temperatura foi feito por meio de um termopar
Chromel-Alumel tipo “K”. As amostras foram inseridas em grupos por temperatura
dentro do cadinho de alumina que por sua vez foi inserido dentro do forno e retiradas
de acordo com a cronologia de tempo programado variando de 30min a 12h. Para
acompanhar a evolução do grau de precipitação nas amostras, mediu-se a dureza
Brinell dos conjuntos de amostras. Foram feitos pelo menos 3 impressões
suficientemente espaçadas em cada amostra visando uma melhor confiabilidade dos
resultados. A partir dos perfis de dureza levantados foi possível acompanhar a
evolução dos tratamentos térmicos aplicados, bem como comparar os valores
encontrados com os valores iniciais para as durezas das amostras antes dos
tratamentos. Este procedimento permitiu estabelecer o tratamento térmico mais
adequado para maximizar o limite de resistência da nova liga tixoforjada e o melhor
resultado foi o tratamento aplicado para as peças produzidas conforme será descrito
no próximo item 4.7 Tixoforjamento.
Figura 31 - Croqui esquemático do aparato para solubilização e envelhecimento.
Fonte: Reis, 2013.
4.7 TIXOFORJAMENTO
Tendo-se definido com precisão as temperaturas para atingir-se as frações sólidas
desejadas partiu-se então para a etapa de tixoforjamento. A figura 32 apresenta o
desenho esquemático mostrando a matriz utilizada, suas principais dimensões bem
como o modo de processamento. Sua construção foi em aço ferramenta AISI H13
91
para evitar a degradação da mesma. Pois esse material pode suportar as
temperaturas de preaquecimento e de operação durante o processamento da liga.
Basicamente dois estágios ocorreram para a etapa de tixoforjamento: i) o
aquecimento da matéria-prima até a temperatura da fração sólida pretendida no ESS
e; ii) a prensagem da pasta no ESS na matriz de tixoforjamento para obter as
peças.
Figura 32 - Croqui da matriz utilizada para o tixoforjamento: a) conjunto montado (b)
partes da matriz; base e laterais e c) punção.
Fonte: Reis, 2013.
Outras etapas preliminares ao processamento da liga foram:
92

Seccionamento das placas com 5cm de espessura obtidas na elaboração da
liga com base nas dimensões da matriz de tixoforjamento;

Condicionamento microestrutural das amostras utilizando a melhor rota
encontrada neste estudo, ou seja, a solubilização por 6 horas com posterior
resfriamento em água e laminação à quente, porém com deformação máxima
de 15% para evitar formação de trincas na matéria prima que poderiam
favorecer a formação de óxidos quando no ESS;

Perfuração de um pequeno orifício na borda das amostras para fixação de
termopar Chromel-Alumel tipo "K" com a finalidade de controlar a temperatura
e alcançar os tempos exatos de manutenção no ESS;

Programação do forno e preparação dos materiais de transferência da pasta
reofundida para matriz;

Limpeza, preparação e montagem da matriz de tixoforjamento;
A matriz de tixoforjamento foi fixada na base da mesa de uma prensa convencional
por meio de travessões de aço entre a base da própria matriz e a estrutura do
equipamento, o punção da prensa foi substituido pelo punção da matriz mas foi
necessário aumentar a área de contado do pino de travamento para conseguir o
alinhamento do conjunto. Embora a matriz tenha sido idealizada com forma
geometrica simples para garantir o correto preenchimento do molde para produzir
uma peça com tamanho suficiente para confeccionar 3 corpos de prova de tração,
houve nos tixoforjamentos a formação de gota fria na superfície da peça que é
provocado por um fluxo de material descontínuo gerando duas superficies que se
dobram uma contra outra, provavelmente provocado pela perda excessiva de calor
da pasta no ESS com a matriz fria ou ainda quando o material atravessa cantos
vivos que foi pouco provável neste caso. Para solucionar este problema foi feito um
preaquecimento da matriz com um queimador externo. A pressão exercida para o
tixoforjamento foi de 15 t. A temperatura de processamento foi controlada utilizandose um multímetro comum.
As três temperaturas escolhidas para o tixoforjamento foram respectivamente fs=0,6
(610ºC); fs=0,7 (595ºC) e fs=0,8 (580 ºC). Os testes iniciais deixaram evidente que a
liga no ESS com fração líquida maior exige menores pressões para promover total
93
preenchimento. Tentou-se fazer a tixoconformação no ESS para fs=0,6 (610ºC)
utilizando-se um tempo de manutenção no ESS de 50min. A pasta no ESS atingiu
um grau de fluidez que provocou perda de parte do material durante a etapa de
transferência para matriz. A liga no ESS deformou com seu próprio peso. Assim
decidiu-se produzir 6 peças variando-se o tempo de espera em 10 e 30 minutos
apenas.
A etapa de tixoforjamento foi realizada da seguinte forma: com a amostra já
devidamente condicionada esta era colocada dentro do forno para ser mantida no
ESS na temperatura e no tempo de espera desejado. A operação de tixoforjamento
foi executada por duas pessoas. A primeira ficava responsável pelo controle do forno
e transferência da pasta no ESS e a outra pela prensagem. Conforme já explicado,
antes de cada operação de tixoforjamento a matriz foi aquecida com um maçarico
para diminuir possíveis segregações ou evitar a formação de gota fria. A matriz foi
também levemente coberta com grafite spray isento de óleo para auxiliar na
desmoldagem posterior. Durante as operações a força de 15 t foi adotada porque foi
o valor que obteve maior facilidade de conformação sem forçar demasiadamente os
parafusos da matriz. A figura 33 mostra as peças obtidas através do tixoforjamento e
a pré-montagem do aparato.
O acabamento superficial das peças obtidas variou com a fração sólida e o tempo de
permanência no ESS. Os melhores resultados obtidos foram para as condições onde
o processamento ocorreu com menor fração sólida ou seja fs=0,6 (610ºC). Então as
peças obtidas pelo tixoforjamento foram levadas novamente para o forno de
resistência elétrica para proceder o tratamento térmico de solubilização seguido de
envelhecimento artificial (T6), onde a temperatura e o tempo empregado foram o
mais eficiente encontrado na investigação do tratamento. Após as peças terem sido
tratadas as mesmas foram encaminhadas para o Departamento de Engenharia de
Materiais – DEMa, oficina mecânica da UFSCar, com a finalidade de produção dos
corpos de prova, seguindo os critérios da norma ABNT NBR 7549: 2008 Versão
Corrigida 2012 (Alumínio e suas ligas - Produtos laminados, extrudados e fundidos Ensaio de tração), porém foi separada a peça cujo o processamento de
tixoforjamento foi interrompido, servindo para produzir amostras que puderam ser
realizadas micrografias e ensaios de microdureza. A figura 34 apresenta o desenho
94
dos corpos de prova de tração que foram confeccionados a partir das peças
produzidas.
Figura 33 - Peças tixoforjadas (a) e (b) conjunto de matriz e punção montado na
prensa hidráulica do Laboratório de Metalurgia do IFES.
Fonte: Reis, 2013.
Figura 34 - Desenho do corpo de prova de tração.
Fonte: Reis, 2013.
95
5 RESULTADOS
Neste capítulo será abordado inicialmente os principais resultados obtidos para a
etapa de condicionamento, posteriormente serão apresentados o levantamento das
curvas de dureza para o tratamento térmico T6 e finalmente tem-se os resultados de
tração obtidos para nova liga Al3,8%Si desenvolvida.
5.1 CONDICIONAMENTO
Conforme explicado no item 4.4 no total seis rotas diferentes de condicionamento
foram testadas e os gráficos 15 e 16 apresentam os resultados. O objetivo geral
foi maximizar a quantidade de defeitos sob a forma de discordâncias as quais
iriam conduzir a formação de grãos pequenos e equiaxiais quando a liga fosse
aquecida
até
o
ESS
(Kirkwood,1994).
Os
resultados
mostram
que
independentemente do tipo de resfriamento, se a liga for laminada a quente esta
terá sempre maior tendência a suportar maiores deformações sendo que as
diferenças são mais significativas quando o processo de solubilização for seguido
por um resfriamento brusco. Além disso, conforme mostra o gráfico 15, se o
processo de deformação for a quente a deformação total será maior para
amostras que foram resfriadas em água e no processo de deformação a frio estas
diferenças são menos relevantes. A figura 35 apresenta o aspecto macroscópico
das amostras laminadas. A formação de trincas na superfície das amostras em
diferentes deformações provavelmente é devido à quantidade, forma e
distribuição de precipitados e defeitos na liga. Nestas condições quando levadas
ao ESS as regiões com maior acúmulo de defeitos agirão como sítios para
nuclearem novos grãos e resta saber qual destas rotas favorece a formação de
uma microestrutura mais refinada. Para tentar mapear a amostra que acumulou
maior quantidade de defeitos fez medidas de durezas antes e depois de serem
levadas ao ESS.
96
Gráfico 15 - Influência da temperatura de deformação sobre a máxima deformação
para etapa de condicionamento (deformação a quente T=350 ºC e frio à temperatura
ambiente)
Fonte: Reis, 2013.
Gráfico 16 - Influência do modo de resfriamento sobre a máxima deformação para
etapa de condicionamento.
Fonte: Reis, 2013.
97
Figura 35 - Conjunto de amostras laminadas.
Fonte: Reis, 2013.
O primeiro aspecto importante é a comparação do processo de laminação a quente
com o processo de laminação a frio. Pelo gráfico 17, percebe-se que a frio o
incremento na dureza é sempre maior. Além disso, resfriar em água sempre conduz
a maior dureza nos processos de laminação. Estes resultados sugerem que a rota
que acumulou o maior número de defeitos foi resfriar a liga em água e conduzir a
laminação a frio. O resfriamento em água mantém grande quantidade de átomos em
solução, logo não permite a formação de precipitados grosseiros que funcionam
como nucleadores de trincas provocando a fragilização da liga e isto talvez explique
o fato de atingir-se até 30% de deformação. Se o processo é feito sob aquecimento,
embora tenha-se maior mobilidade das discordâncias o que poderia levar a uma
maior deformação total, por outro lado, tem-se o favorecimento da precipitação que
funcionam como núcleos para a formação de trincas.
As amostras quando colocadas no ESS por 10min a 610 0C e fs=0,6, também
apresentaram níveis de dureza diferentes conforme a rota de condicionamento
usada. Podemos observar no gráfico 18 que a maior dureza atingida foi para a liga
resfriada em água e laminada a quente. Este resultado provavelmente esta
associado à formação de uma microestrutura final mais refinada. Embora o processo
de laminação a frio seja o que favoreceu os maiores níveis de dureza após a
deformação, por sua vez com menor deformação o processo não viabilizou a melhor
microestrutura conforme será discutido no item 6.
98
Gráfico 17 - Influência do tipo de resfriamento na evolução da dureza das ligas
condicionadas por trabalho mecânico e também mantidas no ESS por 10min a
6100C fs=0,6.
Fonte: Reis, 2013.
Gráfico 18 - Influência do tipo de trabalho mecânico a quente – ESS-Q ou a frio –
ESS-F sobre a dureza final obtida após 10min de espera no ESS a 6100C – fs=0,6.
Fonte: Reis, 2013.
99
5.2 TRATAMENTO TÉRMICO – T6
O tratamento térmico de solubilização, realizado a 530°C por 6 horas fez a dureza
sofrer um incremento de aproximadamente 35% devido à solubilização de
precipitados na matriz. A figura 36 mostra a microestrutura da nova liga antes e após
o tratamento de solubilização. Mas mesmo com a dissolução dos precipitados após
6h de tratamento comparando-se a figura 36(a) com a figura 36(b) verifica-se a
existência de alguns precipitados insolúveis como os ricos em ferro, o que era
esperado conforme a composição química realizada. A tabela 6 apresenta
comparativamente as durezas atingidas para lata bruta de fusão, a liga Al3,8%Si
bruta de fusão e Al3,8%Si solubilizada.
Tabela 6 - Durezas do alumínio reciclado e da nova liga Al3,8%Si .
Liga
Dureza (HB)
Lata bruta de fusão
53
Al3,8Si bruta de fusão
69
Al3,8Si solubilizada (T4) (6h)
93
Fonte: Reis, 2013.
Figura 36 - (a) microestrutura da liga Al3,8Si Bruta de fusão, (b) microestrutura da
liga Al3,8Si solubilizada a 5300C por 6h, evidenciando a dissolução de precipitados
diversos
Fonte: Reis, 2013.
100
O gráfico 19 mostra o resultado encontrado para o tratamento de envelhecimento
natural. O monitoramento foi feito por 25 dias. Obteve-se, para este tratamento, T4,
um pico de dureza máxima de 95 HB para um tempo de 15 dias aproximadamente.
Já para o tratamento de envelhecimento artificial, T6, observa-se pelo gráfico 20 que
o par tempo-temperatura que atingiu maior dureza foi correspondente ao
envelhecimento a 185°C por 3 horas onde chegou-se a um pico de dureza de 121
HB. Para a temperatura de 1600C também foi obtido um bom resultado, porém, com
o tempo prolongado de 8h. Estes valores são equivalentes aos encontrados para
uma liga Al7SiMg não-dendrítica por Birol (2009). A tabela 7 apresenta todos os
resultados obtidos. Birol (2009), confirmou ainda que, para a liga Al7SiMg o efeito na
capacidade de endurecimento está mais ligado ao teor de Mg do que nas diferenças
de morfologia da microestrutura. Este aspecto justifica o fato de nesse trabalho terse feito o mapeamento da melhor condição para proceder o T6 sob uma
microestrutura dendrítica e não globular. Esta segunda opção tornaria esta pesquisa
um pouco mais difícil de ser realizada, já que seria necessário produzir corpos de
provas específicos com estrutura globular para o referido ensaio.
Gráfico 19 - Envelhecimento natural da liga Al-3,8%Si.
Fonte: Reis, 2013.
101
Tabela 7 - Durezas das amostras após os tratamentos térmicos de envelhecimento.
Envelhecimento artificial (T6)
Dureza, (HB)
Tempo, (h)
0
160 C
1850C 2200C
0
91
91
91
0,5
96
96
94
1
98
102
96
2
100
115
95
3
102
121
92
4
103,5
118
85
6
109
111
8
118,5
10
118
12
117
-
Envelhecimento natural
2750C
91
86
71
66
65
64,5
-
Tempo, (dias)
0,0
1,3
2,5
3,8
7,9
9,2
10,0
13,8
14,4
15,8
17,1
21,7
25,0
0,0
Dureza, (HB)
89,8
90,9
89
90,2
90,5
93,6
94,9
93,1
94,3
95
94,3
95
94,8
89,8
Fonte: Reis, 2013.
Gráfico 20 - Evolução da dureza para envelhecimento artificial da liga Al-3,8%Si para
diferentes temperaturas de tratamento.
Fonte: Reis, 2013.
Indiretamente estes resultados comprovam a existência de uma distribuição crítica
de dispersão de precipitados que depende do sistema da liga combinado com o
tamanho das partículas a qual podem produzir partículas coerentes e deformáveis
102
com a matriz quando as partículas são pequenas ou incoerentes e indeformáveis
quando as partículas são grandes que possibilita as discordâncias contorná-las.
Sabe-se que dentro da classe geral desta liga, por conter Mg e Si, então a formação
do composto intermetálico β’’ ou seja, fase metaestável de Mg5Si6 é o principal
responsável pelo endurecimento seguido por outras fases secundárias β’ Mg1,7Si
(BIROL, 2009). Além disso, espera-se também que tenha a existência de
intermetálicos frágeis como as agulhas de Al5FeSi-β e outros menos prejudiciais às
propriedades mecânicas como por exemplo o Al15(FeMn)3Si2-α. Portanto quando
empregado os parâmetros corretos de tratamentos térmicos de solubilização e
envelhecimento a liga fornece incrementos satisfatórios de dureza. No caso do
tratamento térmico realizado a 275 °C logo nos primeiros 30 minutos foi observado o
fenômeno de superenvelhecimento, evidenciado pela queda dos valores de dureza.
Isso decorre do fato de que a alta temperatura favorece a formação de precipitados
com interface incoerente.
Considerando as condições estudadas, a temperatura mais adequada para o
tratamento térmico de envelhecimento artificial da nova liga é 185 0C por 3h. Esta
condição provavelmente correspondente a formação das principais reações de
precipitação das ligas Al-Si-Mg, β’’ e β’, e Si (KLIAUGA et al, 2007). O gráfico 21
apresenta a variação de energia em função do aquecimento de uma amostra
solubilizada e na temperatura de aproximadamente 225 0C tem-se um pico
mostrando a formação de precipitados. Este resultado foi obtido em um equipamento
da marca NETZSCH - DSC 404 F3 Pegasus® com atmosfera de argônio a uma taxa
de aquecimento fixa em 100C/min até uma temperatura de 500ºC. Como a presente
liga é reciclada e existe a presença de diversos elementos, então existe a
possibilidade de aparecer vestígios de outros picos no aquecimento representando
uma superposição de formação de agregação de átomos de solutos e Si (WANG,
2001). Como as transformações de fase são fenômenos termicamente ativados
então a temperatura altera a cinética dos processos envolvidos. Normalmente a
temperatura de tratamento para produzir a maior dureza em uma liga de alumínio
deve ser menor do que as sugeridas pelo DSC. Neste trabalho aproximadamente
220 °C. A evolução da dureza com os parâmetros de tratamento de envelhecimento
artificial da liga Al-3,8%Si reciclada é semelhante a liga estudada por Birol (2009), e
os valores encontrados quando comparado com outros autores confirmam o pico de
103
dureza em tempos mais curtos do que aqueles comumente usados no tratamento T6
comerciais (ABIS et al, 1996; GUPTA et al, 2001; RIONTINO et al, 2008;
WISUTMETHANGOON et al, 2012).
Gráfico 21 - Análise térmica por calorimetria diferencial - DSC da liga Al3,8%Si
reciclada solubilizada a 5300C por 24h mostrando a presença de uma transformação
exotérmica na temperatura aproximada de 2200C quando aquecida novamente.
Fonte: Reis, 2013.
Um aspecto interessante no processo de solubilização/precipitação da nova liga está
relacionado como a concentração de Mg. Wang e Davidson (2001) mostram que
quando a concentração de Mg é superior a 0,5% em ligas Al7SiMg o processo de
solubilização não é capaz de dissolver todo o Mg. Nesta situação então o Mg
remanescente fica disponível e a tendência é que o mesmo forme a fase AlFeMgSi. A ilustração 57 mostra a concentração de Mg presente nas dendritas de
uma liga Al7SiMg com concentrações de Mg das ligas variando de 0,3 a 0,7% na
condição bruta de fusão e solubilizada – T4 comprovando-se que 0,5% de Mg é o
limite de solubilização para a referida liga (WANG e DAVDISON, 2001). A ilustração
58 compara micro regiões observadas por microscopia ótica da liga deste trabalho
com as obtidas por Wang e Davidson (2001). Embora neste trabalho, não tenha sido
feito a devida micro-análise utilizando a técnica por MEV, a composição da liga, em
104
conjunto com as micrografias obtidas sugerem que existe uma fração significativa da
fase , e também o Si metálico.
Gráfico 22 - Concentração de Mg nas dendritas em função da concentração de Mg
da liga na condição bruta de fusão e solubilizada – T4.
Fonte: Wang e Davidson, 2001.
105
Figura 37 - Detalhe mostrando típicos precipitados observados na nova liga
Al3,8%Si. (a) Liga bruta de fusão. (b) liga solubilizada a 530 0C por 24h. Retirado do
trabalho e Wang e Davidson (c) e (d) detalhe mostrando a presença das fases AlFeMgSi, -AlFeSi e Si.
Fonte: Wang e Davidson, 2001.
5.3 ENSAIOS DE TRAÇÃO
Os ensaios de tração foram realizados no equipamento de tração, marca EMIC modelo DL10.000 com capacidade de 100 kN. A tabela 8 apresenta os resultados
obtidos. Para o limite de escoamento (σe) e resistência à tração (σt) houve um desvio
médio de ± 15 MPa, mas para o alongamento a dispersão foi grande, e como seu valor
depende da concentração de defeitos localizados foram considerados apenas os
melhores resultados. Antes de serem confeccionados os corpos de prova de tração, as
peças obtidas através do processo de tixoconformação foram submetidas a ensaios de
dureza utilizando-se o microdurômetro HVS-1000, marca DHT. Os resultados foram
uniformemente distribuídos, ou seja, tanto nas medidas verticais como horizontais ao
106
longo da secção da peça tixoforjada o valor médio obtido foi de 105 HV no interior do
grão e 115 HV nos contornos. Portanto não foi identificado gradiente de dureza na peça
e isto é bom pois comprova a uniformidade da mesma. Para observar as cavidades de
fratura obtidas nos ensaios de tração, as amostras foram levadas a um microscópio
eletrônico de varredura da marca JEOL, JSM-6610LV a fim de identificar as fraturas. A
figura 38 apresenta uma série de fractografias obtidas e observa-se que a liga que possui
maior quantidade de “dimples” mostrando a presença de maior deformação plástica
corresponde a liga tixoconformada sob uma temperatura de 6100C com o tempo de
espera igual a 10min. Yi et al (2006), através da análise de elementos finitos indicou que
há um acumulo de deformação plástica ao redor da interface entre as partículas de silício
e a matriz de alumínio dentro da microcélulas que interceptam a superfície do espécime.
Microtrincas são, possivelmente, iniciadas pela descoesão ou descolamento das
partículas de silício. Esta descoesão acelera a deformação plástica local dentro da
microcélula e leva a formação de uma pequena trinca dominante formada pela união
destas microtrincas. Na sequência esta trinca propaga-se através da matriz pelo
mecanismo de linhas de deslizamento (YI; et al, 2006). Comparando as figura 38e e 38f
com as figura 38g e 38h percebe-se que a liga tixoconformada sob um nível de
temperatura mais elevado apresentou maior tamanho de grão e isto justifica a menor
resistência mecânica. Porém, o aumento da temperatura favorece a dissolução de
precipitados os quais são mantidos dissolvidos no processo de conformação e isto resulta
em maior alongamento conforme mostra a tabela 8. Estas afirmações são hipótese, e
portanto, investigações específicas são necessárias para estabelecer com clareza como
se correlacionam as propriedades mecânicas com a evolução microestrutural resultantes
do processamento no ESS e também devido aos tratamentos térmicos subsequentes.
Tabela 8 - Limite de escoamento (σe) em MPa, limite de resistência a tração (σt) em
MPa, e % alongamento (ε) para liga Al3,8%Si tixoforjada em diferentes condições de
processamento.
σe
σt
%ε
Lata
(O)
111,4
150,5
6,0%
Fonte: Reis, 2013.
Lingote
(T6)
157,9
213,3
9,8%
fs=0,6 - 610ºC
10 min 30 min
(T6)
(T6)
248,3
236,1
334,7
319,8
14,4%
5,0%
fs=0,7 - 595ºC
10 min 30 min
(T6)
(T6)
233,7
222,6
300,0
286,0
3,7%
3,7%
fs=0,8 - 580ºC
10 min 30 min
(T6)
(T6)
208,8
183,7
280,8
262,1
4,3%
4,4%
107
Figura 38 - Fractografias da superfície faturada dos corpos de prova de tração (a) e
(b) lata reciclada bruta de fusão; (c) e (d) Al3,8%Si bruta de fusão; (e) e (f)
tixoforjada com fs=0,6; (g) e (h) tixoforjada com fs=0,8. A Esquerda aumento de 100
vezes. A direita aumento de 1000X.
Fonte: Reis, 2013.
108
6 DISCUSSÃO
Conforme pode ser visto ao longo deste projeto, verifica-se que o controle da
microestrutura é de fundamental importância para viabilizar o processo de
conformação no ESS e esta deverá ser tal que: primeiro melhore as condições de
fluxo durante o processo de conformação e que posteriormente garanta boas
propriedades
mecânicas,
resistência
e
ductilidade.
Parte
das
condições
consideradas acima depende da obtenção de uma estrutura com partículas
primárias globulares e de tamanho reduzido. A medida que se aumenta o grau de
deformação no condicionamento obtém-se um refinamento da microestrutura dos
grãos globularizados. A figura 39 ilustra o fenômeno descrito para esta liga obtido
sob diferentes deformações logo, condições diferentes de rotas de condicionamento.
O condicionamento no qual a liga foi deformada a quente em 30%, obtida a partir de
amostras solubilizadas a 5300C por 6h e resfriada em água, conforme mostra a
figura 39(a) foi a que apresentou a microestrutura mais refinada e por isto esta foi a
rota escolhida para condicionar a liga a ser processada no ESS. A figura 39(b)
apresenta a mesma liga deformada a frio em apenas 20%. Embora globularizada o
tamanho de partícula é consideravelmente maior o que certamente resultaria em
propriedades mecânicas mais modestas.
109
Figura 39 - Microestruturas da liga Al3,8%Si, solubilizadas a 530 0C por 6h mantidas
no ESS a T=610°C, fs=0,6, 20min (a) resfriada na água e laminada a quente,
deformada em 30% (b) resfriada em água, laminada a frio e deformada 20% (c)
resfriada no forno, laminada a quente e deformada 21% (d) resfriada no forno,
laminada frio e deformada 18%.
Fonte: Reis, 2013.
Baseando-se nos resultados apresentados no item 5.1 foi escolhido como rota de
condicionamento o resfriamento à água após a solubilização, seguido de
deformação a quente chegando até aproximadamente 15% visando garantir que o
material não trincasse. Esta escolha se baseou no fato de que 15% esta acima do
mínimo necessário para globularizar a microestrutura da liga. Com este
procedimento, evitou-se formação de trincas visíveis que poderia ser herdadas
durante o tixoforjamento e consequentemente levar a formação de óxidos na peça
final trazendo maus resultados. O que é importante frisar aqui, é que comparando-se
os processos de condicionamento, após a etapa de solubilização, é possível
conduzir o trabalho mecânico a frio ou quente. Quando é conduzido a quente chegase até 30% de deformação. Se o trabalho mecânico for conduzido a frio então o
110
máximo de deformação possível é cerca de 20%. Neste caso não importa como o
lingote é resfriado, rápido, médio ou lento. Sob laminação a frio, a microestrutura
final obtida são similares e grosseiras, basta comparar a figura 39(b) com a figura
39(d), ambas sofreram deformações da ordem de 20% e foram laminadas a frio, o
modo de resfriamento não interferiu no resultado final.
Porém, se tomar a decisão de conduzir o processo de laminação a quente, então
utilizar a liga resfriada em água é a melhor opção, pois irá acumular maior
quantidade de defeitos. Além disso, os resultados sugerem que durante o
processo de deformação existe a formação de precipitados que funcionariam
como núcleos que viabilizam o refino da microestrutura. No caso de amostras
que são resfriadas lentamente no forno ou ao ar acredita-se que o processo
forme precipitações grosseiras antes de se acumular defeitos na rede cristalina,
estes por sua vez, impedem a deformação até níveis mais elevados e tem -se a
formação de trincas superficiais precocemente. De qualquer forma, acredita-se
ainda que para obter deformações superiores sem ocorrer a formação de trincas
no lingote seria necessário melhorar as condições de laminação. Poderia ser, por
exemplo, por meio de cilindros de maior diâmetro que evitariam empenos no
material. O processo laminação pode também ser melhorado aumentando-se a
relação largura/espessura.
Tendo sido escolhida a rota de condicionamento para as peças a serem
tixoconformadas então os parâmetros que passam a controlar a microestrutura final
da liga é a temperatura e o tempo na qual a mesma é mantida no ESS além das
condições de conformação. No caso da temperatura, esta não determina somente a
relação entre as quantidades de sólido e líquido presentes, mas determina também
a dinâmica de transformação das fases presentes, pois o aumento da temperatura
acarreta no aumento da taxa de difusão fazendo com que a fase primária seja
globularizada mais rapidamente (ROBERT,1989). A figura 40 mostra uma discreta
melhoria no fator de forma das partículas quando processada no ESS a 610 0C
comparando com o mesmo processo a 5800C. Além disso, temperatura elevadas
favorecem a formação de partículas finais de maior tamanho. Este comportamento já
foi amplamente observado por diversos autores. Seja por coalescimento ou por
dissolução dos glóbulos menores em favor dos maiores, ou seja, crescimento
111
competitivo por “Ostwald Ripening”, tanto o aumento da temperatura quanto o tempo
de espera, são parâmetros que favorecem o crescimento de partículas (FERRANTE
e FREITAS, 1999; TZIMAS e ZAVALIANGOS, 2000; LOUÉ e SUÉRY, 1995). A
figura 41 apresenta os típicos precipitados encontrados e já eram esperados
conforme já discutido anteriormente.
Figura 40 - Microestruturas da liga Al3,8Si laminada a 15% e tixoforjada: (a) com
fs=0,6, T=610°C e tempo de permanência no ESS de 10 min; (b) com fs=0,6,
T=610°C e tempo de permanência no ESS de 30 min; (c) com fs=0,8, T=580°C e
tempo de permanência no ESS de 10 min; (d) com fs=0,8, T=580°C e tempo de
permanência no ESS de 30min.
Fonte: Reis, 2013.
112
Figura 41 - Microestruturas da liga Al3,8Si laminada a 15% e tixoforjada após 30 min
de espera no ESS. Detalhes mostrando precipitados com diferentes morfologias (a)
fs=0,6 e (b) fs=0,8.
Fonte: Reis, 2013.
A figura 42 compara a liga Al3,8%Si mantida no ESS por 10min a T=610 0C e fs=0,6
com a liga tixoconformada sob as mesmas condições e submetida ao tratamento
térmico T6. Podemos observar que o tratamento térmico de solubilização deixa as
partículas de Si mais grosseiras, porém com morfologia equiaxial. Conforme já
explicado, neste trabalho a liga foi solubilizada por um período de 6h a 5300C, porém
se for usado tempos mais curtos pode-se ter a vantagem de se formar partículas
menos grosseiras as quais podem repercutir em melhores propriedades mecânicas.
Figura 42 - Liga Al3,8%Si levada ao ESS até 6100C, fs=0,6 e tempo de permanência
de 10 min; em (a) liga apenas mantida no ESS e resfriada em água e (b) liga
tixoforjada após o tratamento T6.
Fonte: Reis, 2013.
113
Os gráficos 23, 24 e 25 sumarizam os resultados já apresentados na tabela 7. O
primeiro aspecto é com relação ao tempo de espera no ESS. Podemos observar
que a pasta semi sólida sofre influência direta nos limites de escoamento e de
resistência quando aumenta-se o tempo de espera no ESS. A figura 42 e o
gráfico 23 mostram que o maior tempo de espera repercute em menor resistência
mecânica. O principal aspecto que justifica este comportamento é o fato do maior
tempo de espera favorecer o aumento do tamanho de partículas. Com relação a
fração sólida fs podemos observar que os limites de resistência diminui com o
aumento da mesma. Ou seja, maior temperatura de processamento favorece
maior resistência mecânica.
Portanto, existem duas forças que trabalham em
sentido inverso. O aumento da temperatura favorece o aumento do tamanho de
partículas, este aspecto pode prejudicar o limite de resistência mecânica, no
entanto, por outro lado tem-se uma menor fração sólida que por sua vez favorece
a dissolução de precipitados, já que maior quantidade de líquido será formada. A
dissolução destes precipitados parece compensar o crescimento do grão. Quando
o processo é feito sob mesma temperatura, mudando-se o tempo de espera então
o fator do crescimento do grão tem predominância e a liga mais resistente será
aquela que ficou menos tempo no ESS. O gráfico 24 apresenta os resultados
para o alongamento dos corpos de prova e verifica-se que maiores temperaturas
favorecem maior alongamento. Porém, se o tempo de espera for muito grande
então esta tendência não é mantida. É muito difícil estabelecer com total clareza
como todas estas variáveis interagem entre si. No caso do alongamento não ficou
clara as relações que governam esta propriedade. No entanto, sabe-se que o
alumínio líquido é capaz de absorver significativas quantidades de H presente no
ar atmosférico, então, no caso da liga mantida por maior tempo no ESS estas
quantidades de H podem ter sido mais significativas prejudicando assim a
performance da mesma. Neste caso, dois aspectos colaboram para o pior
desempenho sob temperaturas mais elevadas de processamento no ESS. O
maior tamanho de partícula e a presença de H. Um aspecto que sustenta esta
ideia é o fato da liga bruta de fusão ter apresentado um alongamento de 9,8%
mesmo com um fraco desempenho de resistência mecânica. No caso da liga
bruta
de
fusão
desgaseificação.
a
mesma
foi
conformada
logo
após
o
processo
de
114
Gráfico 23 - Limite de escoamento (σe) em função da fração sólida para liga
tixoconformada por 10 e 30min.
Fonte: Reis, 2013.
Gráfico 24 - Limite de resistência (σr) em função da fração sólida para liga
tixoconformada por 10 e 30min.
Fonte: Reis, 2013.
115
Gráfico 25 - Alongamento (ε) em função da fração sólida para liga tixoconformada
por 10 e 30min.
Fonte: Reis, 2013.
Também tem sido demonstrado por outros autores que na ausência de defeitos
grandes como por exemplo, os poros, partículas de silício do eutético assumem um
papel relevante na formação de pequenas trincas. Embora, frequentemente consta
na literatura que o ferro é o elemento deletério mais comum nas ligas de alumínio,
ocasionando a diminuição progressiva da ductilidade e da resistência à tração. No
caso desta liga provavelmente este precipitado está na condição mais compacta,
Al15(Fe,Mn)3Si2-α de morfologia do tipo escrita chinesa, junto aos cristais eutéticos
de Si massivos e atuam como aumentadores de tensão. As figuras 38(e) e 38(f) com
as fractografias do corpo de prova correspondente à peça tixoforjada com fs=0,6
pode reforçar esta análise, pois os micromecanismos de alvéolos (dimples)
apresentam-se mais homogêneos e arredondados. Quando correlacionado com sua
correspondente microestrutura, figura 40(a) fica evidenciada que o Si está ainda na
forma dispersa de uma fina rede. No entanto não seria prudente afirmar que
somente a forma e distribuição das partículas de segunda fase e ou das inclusões
são os responsáveis pela limitação da ductilidade do material, pois estas não
determinam os detalhes do processo de fratura, tais como, tamanho e distribuição
116
dos dimples, mas certamente desempenham um importante papel (HERTZBERG e
PELLINI, 1980).
Enfim, fazendo uma análise geral, os resultados obtidos são excelentes se
comparado com outros processos de conformação que fazem uso de ligas de
alumínio comercialmente reconhecidas. A tabela 9 apresenta os valores alcançados
com outros métodos de conformação (KIRKWOOD, 1994; STUCKY et al, 1998;
HAIZHI, 2003). Comparando o melhor resultado deste trabalho que foi limite de
escoamento de 248,4 MPa, resistência a tração de 334,7 MPa e alongamento de
14,4% percebe-se que são valores compatíveis com ligas consolidadas no mercado
para conformação no ESS estando somente o limite de escoamento um pouco
abaixo. Porém, o alongamento obtido foi excelente e estes resultados sugerem que
esta nova liga poderá ter um desempenho superior se for submetida a ensaios de
resistência a fadiga o qual é uma das principais aplicações para ligas que são
destinadas a indústria automobilística.
Tabela 9 - Propriedades mecânicas da liga A356-T6 obtidas por diferentes
processos de conformação.
Processo
e (MPa)
r (MPa)
 (%)
“Squeeze casting” * (HAIZHI, 2003)
265
309
5
Molde permanente, (KIRKWOOD, 1994)
186
262
5
Fundição em areia (STUCKY et al, 1998;
150
180
3
KIRKWOOD, 1994)
SS (globular) (STUCKY et al, 1998)
257-280
318-344
6-13
* Squeeze casting – a liga é aquecida até a temperatura correspondente à linha líquidus. Logo que a
mesma começa a solidificar entrando no campo do ESS, faz-se a conformação sob pressão em baixa
velocidade (bem menor que o processo die casting) evitando fluxo turbulento.
117
CONCLUSÃO
O foco principal deste trabalho foi desenvolver uma nova liga para conformação no
ESS, tixoforjar peças testes e avaliar as propriedades mecânicas. Portanto, do ponto
de vista tecnológico os resultados mostram que é possível obter peças com boa
integridade física e propriedades mecânicas compatíveis com as exigidas pelo
mercado. Outras conclusões relevantes são as seguintes:
 A reciclagem de latas de alumínio com adição de silício metálico comercialmente
puro mostra-se viável tecnicamente para promover o uso desta liga em processo
de tixoforjamento, sendo mais uma alternativa de reciclagem que pode ter
aplicação final com maior valor agregado.
 O tempo otimizado para solubilização da nova liga obtida a partir da reciclagem
de latas de alumínio com 3,8% de Si foi de 4 horas para a temperatura de
tratamento de 530ºC.
 Baseado nos níveis de deformações atingidos e nas durezas alcançadas a melhor
rota de condicionamento da liga foi quando a mesma sofreu solubilização a 5300C
por 6h seguida de resfriamento em água e laminação a quente. Estes
procedimentos garantem a obtenção de uma microestrutura o mais equiaxial e
refinada possível.
 Os melhores parâmetros de tixoforjamento com a liga previamente condicionada
são os de fs=0,6 (T=610°C) e com a manutenção no ESS de 10 minutos. Nestas
condições após o tratamento T6 atingiu-se um limite de escoamento, limite de
resistência a tração e alongamento 248,3 MPa, 334,7 MPa e 14,4%
respectivamente.

Para a nova liga Al3,8%Si os pares otimizados de temperaturas e tempos para o
tratamento térmico T6 são respectivamente: mínio de 530ºC por 4 horas para
solubilização e 185°C por 3 horas para o envelhecimento artificial, onde chegouse a pico de dureza de 121 HB.
118
 A liga sobubilizada a 530ºC por 6 horas sob envelhecimento natural apresentou
um pico de dureza após 384 horas ou 16 dias atingindo uma dureza máxima de
95HB.
 O peça tixoforjada com a liga apresentou propriedades mecânicas excelentes se
comparado com outros processos de conformação que fazem uso de ligas de
alumínio comercialmente reconhecidas, inclusive com resultados melhores do que
os de conformação convencional. Sendo que as propriedades mecânicas
alcançadas são bem próximas daquelas forjadas convencionalmente.
119
REFERÊNCIAS
ABIS S.; MENGUCCI P.; RIONTINO G. A study of ageing in an AlCuMgZn foundry
alloy. Materials Science and Engineering, v. A214, 1996. 153-160 p.
ADAMIAK, A. & ROBERT, M.H. Preliminary studies on the rheocast al alloys for
deep drawing. In: Proceedings of 7th international scientific conference
achievements in mechanical & materials engineering. Gliwice, Polônia, 1999.
ALVES, G. F. Desenvolvimento de novas ligas para processos de conformação no
estado semi-sólido a partir de alumínio reciclado. Dissertação de mestrado. IFES,
Vitória, ES, 2011. 31-35 p.
AMMAR, H.R.; MOREAU, C.; SAMUEL, A.M.; SAMUEL, F.H.; DOTY, H.W.
Influences of alloying elements, solution treatment time and quenching media on
quality indices of 413-types Al-Si casting alloys, Materials Science and
Engineering, v. 489, 2008. 426-438 p.
Associação Brasileira do Alumínio - ABAL. Alumínio para uma vida melhor, São
Paulo: ABAL, 2009. p.16-27. Disponível em <www.abal.org.br>. Acesso em: 10
fevereiro 2013.
Associação Brasileira do Alumínio - ABAL. Relatório de Sustentabilidade - 2012, São
Paulo: ABAL, 2012. Disponível em <www.abal.org.br>. Acesso em: 10 fevereiro
2013.
ATKINSON, H. V. Modelling the semisolid procesing of metalic alloys. Progress in
Materials Science, v. 50 n. 3, 2005. 341-412 p.
BACKERUD, L.; CHAI, G. TAMMINEN, J. Solidification characteristics of Al alloys,
vol. 2, Foundry alloys, 1990.
BEHRENS, B.-A.; HALLER, B.; FISCHER, D.; SCHOBER, R. Investigations on
steel grades and tool materials for thixoforging, in 8th International conference on
semi-solid processing of alloys and composites, Limassol, Cyprus, 2004. 409-418 p.
BERGSMA, S. C.; LI, S.; KASSNER, M. E. Semi-solid thermal transformations in Al–
Si alloys: II. the optimized tensile and fatigue properties of semi-solid 357 and
modified 319 aluminum alloys, Materials Science and Engineering, v. 297 n. 1-2,
2001. 69-77 p.
BIROL, Y.: Response to artificial ageing of dendritic and globular Al-7Si-Mg alloys,
Journal of Alloys and Compunds, v. 484, 2009. 164-167 p.
BOYED, L. E.; KIRKWOOD, D. H.; SELLARS, C. M. Application of thixotropic
metallic slurries in forging operations, in Proc 2nd World Basque Congo on 'New
structural materials', Servico Central de Publicaciones del Gobierno Vasco, Spain,
1988. 285-295 p.
120
BRABAZON, D., BROWNE, D. J., CAR, A. J. “Mechanical stir casting of aluminum
alloys free mushy state: process, microstructural and mechanical properties”
Materials Science and Engineering, v. 326, 2002. 370-384 p.
BROCHU, M.; VERREMAN, Y.; AJERSCH, F.; BOUCHARD, D. Propagation of short
fatigue cracks in permanent and semi-solid mold 357 aluminum alloy, International
Journal of Fatigue, v. 36, n. 1, 2012. 120-129 p.
BROMERSCHENKEL, J.; COUTINHO, P.H.; DE OLIVEIRA, J.R.; NASCIMENTO,
R.C.; VIEIRA, E.A. Influência da velocidade de resfriamento na precipitação de
Al2Cu em ligas de Al4Cu homogeneizadas, in 180 Congresso brasileiro de
engenharia e ciência dos materiais, Porto de Galinhas, Pernambuco, Brasil, 2008. 112 p.
BUHA, J.; LUMLEY, R.N.; CROSKY, A.G. Secondary ageing in an aluminium alloy
7050, Materials Science and Engineering, v. 492, n. 1–2, 2008. 1-10 p.
CAMPOS, M.P.; DAVIES, J. Solidificação e fundição de metais e suas ligas, LTC,
ESDUP, 1978. 23p.
CHIARNETTA, G.; BARDI, F.; EVANGELISTA, E. Thixoforming of Light- Weight
Alloys: Industrial and Research Activity in Italy, Light Metals 2000 Métaux Légers,
2000. 481-494 p.
CHIARMETTA, G. Why Thixo? In: Proceedings of the 6th international conference on
the semi-solid processing of alloys and composites, Turin, Italy, 2000. 15-21 p.
CHIARMETTA, G., ZANARDI, L. Production of Structural Components by
Thixoforming Aluminium Alloys. In: Proceedings of the 3th International
Conference on the Semi-solid Processing of Alloys and Composites, Japan, 1994.
235-244 p.
CHIARMETTA, G. Thixoforming of automobile components, in 4th International
Conference on Semi-Solid Processing of Alloys and Composites, Sheffield, England,
1996. 204-207 p.
CLOSSET, B.; DREW, R.A.L; GRUZLESKI, J.E. Eutectic silicon shape control by in
situ measurement of resistivity; Transactions AFS; v.94, 1986. 9-16 p.
Conselho Nacional do Meio Ambiente do Ministério do Meio Ambiente (CONAMA),
resolução nº 315 de 29 de Outubro de 2002.
CRIADO A.J., MARTÍNEZ J. and CALABRÉS R. Growth of eutectic silicon from
primary silicon crystals in aluminium-silicon alloys. Scripta Materialis; v.36, 2003.
47-54 p.
CROSSLEY, F.A.; MONDOLFO, L.F. The modification of aluminum-silicon alloys; in:
Transactions AFS; v.74; 1966. 53-64 p.
121
DAMBAUER, G.; PABEL, T.; SCHUMACHER, P.; KNEISSI, C. Economias no
tratamento térmico de ligas Al-Si hipoetutéticas, Fundição e Serviços, v. 236, 2012.
20-37 p.
DAVIES, C. K. L.; NASH P. STEVENS, R. W. The effect of volume fraction of
precipitate on ostwald ripening, Acta Metallurgica et Materialia, v. 28, 1980. 179189 p.
DOHERTY, R. D., LEE H. I., FEEST, E. A.; Microstructure of stir-cast metals,
Materials Science and Engineering, 65, 1984. 181-191 p.
EDWARDS, G.; STILLER, K.; DUNLOP, G.L.; COUPER, M.J. The precipitation
sequence in Al-Mg-Si alloys, Acta Metallurgica Inc. vol.46, n.11, 1998. 3983-3904
p.
FAN, Z. Semisolid metal processing, International Materials Reviews, v. 47 n. 2,
2002. 49-85 p.
FERRANTE, M.; DE FREITAS, E.R. Rheology and microstructural development of a
Al-4wtCu alloy in the semi-solid state. Materials Science and Engineering, v.
A271, 1999. 172-180 p.
FERRANTE, M.; DE FREITAS, E.R. Rheology and microestructural development of
an Al4Cu alloy in the semi-solid state. Materials Science and Engineering, v. A271,
1999. 172-180 p.
FINKE, S., SUÉRY, C.L., MARTIN, C.L., WEI, W. Microstructural and rheological
aspects of the extrusion and deposition of partially remelted pb-sn alloy during
solid freeform fabrication. In: Proceedings of the 6th international conference on
the semi-solid processing of alloys and composites, Turin, Italy, 2000. 169-174 p.
FLEMINGS M. C. Behaviour of metal alloys in the semisolid state, Metallurgical
Transactions, v. 22, 1991. 957-981 p.
FLEMINGS, M. “Semi-solid forming: the process and then path forward”
Metallurgical Science and Technology, v.18, n. 2, 2000. 3-4 p.
GABER, A.; GAFFAR, M.A.; MOSTAFA, M.S.; ABO ZEID, E.F. Precipitation kinetics
of Al-1.12 Mg2Si-0,35 Si and Al-1.07 Mg2Si-0,33 Cu alloys, Journal of Alloys and
Compounds: 429, 2007. 167-175 p.
GANIVET, P., OLIVEIRA H.M. Metalurgia das ligas de alumínio - Fundição 9 Volume II - publicação técnica SENAI - MG, 1987. 9 -11 p.
GARAT, M.; SCALLIET, R. A review of recent French casting alloy developments;
Transactions AFS; v.87, 1978. 549-562 p.
GENDA, G.; YUYON,C.; GEING, A. Mechanism of coarsening of dendrite during
solidification. Proceedings of solidification processing Conference, Sheffield,
Inglaterra, 1987. 416-419 p.
122
GULLO, G. C., STEINHOFF, K. & UGGWITZER, P. J. Microstructural changes
during reheating of semi-solid alloy AA6082 Modified wit Barium. In:
Proceedings of 6rd international conference on the semi-solid processing of alloys
and composites. Turin, Itália, 2000.
GUPTA, A.K.; LLOYD, D.J; COURT, S.A. Precipitation hardening processes in an Al04%Mg-1.3%Si-0.25%Fe aluminum alloy, Materials Science and Engineering, v.
301, 2001. 140-146 p.
HAGA, T.; KAPRANOS P. Billetless simple thixoforming process, Journal of
Materials Processing Technology, 130-131, 2002. 581-586 p.
HAIZHI, YE. An overview of the development of Al-Si-Alloy based material for engine
applicantions, Journal of Materials Engineering an Performance, v.12 n.3, 2003.
288-297 p.
HARDY, S.C.; VOORHEES, P. W. Ostwald Ripening in a system with a high volume
fraction of coarsening phase. Metallurgical Transactions, v. 19A, 1988. 2713-2725
p.
HERTZBERG, R.W.; PELLINI, W.S. Associação Brasileira de Metais, Análise de
fratura, 3º ed., 1980. 35-48 p.
HIRT, G. The thixotec research project. In: Proceedings of 6th international
conference on the semi-solid processing of alloys and composites, 2000, Turin, Itália,
2000.
JACKSON, K. A. Growth and perfection of crystals, Wiley, New York, 1958. 609 p.
JACKSON, K. A. Liquid metals and solidification, American Society for Metals,
Chicago, 1958. 348 p.
JACKSON, K. A.; HUNT, J. D. Lamellar and rod eutectic growth, Transactions of
the Metallurgical Society of AIME, v. 236, 1966. 843-852 p.
KANG, C.G., YOUN, S.W., SEO, P.K. Data Base Construction on Mechanical
Properties of Thixoforged Aluminium Parts and Their Microstructure Evalution.
Journal of Materials Processing Technology, v.159, 2005. 330-337 p.
KATTAMIS, T.Z.,COUGHIN, J.L., FLEMINGS, M.C. Influence of coarsening on
dendritic arm spacing of Al2Cu alloys. Transactions of the Metallurgical Society
of AIME, v.239, 1967. 1504-1511 p.
KAUFMANN, H., NAKAMURA, M., WABUSSEG, H. & UGGOWITZER, P. J. New
Rheocasting, A novel approach to semi-solid casting. die casting world, v. 11, 2000.
KENNEY, M.P., COURTOIS, J.A, EVANS, R.D., FARRIOR, G.M., KYONKA, C.P.,
KOCH, A.A., YOUNG, K.P. Metals Handbook, 9 ed. Vol. 15, Metals Park, OH. ASM
International, 1988. 327 p.
123
KENNEY, M.P., COURTOIS, J.A, EVANS, R.D., FARRIOR, G.M., KYONKA, C.P.,
KOCH, A.A., YOUNG, K.P. “Metals Handbook”, 9 ed., v.15, Metals Park, OH. ASM
International, 1988. 327 p.
KIRKWOOD, D. H. Semisolid metal processing, International Materials Review, v.
39, 1994. 173-189 p.
KIRKWOOD, D. H.; KAPRANOS, P. Semi-Solid Processing of Alloys, Metals and
Materials, v. 5, n. 1, 1989.16-19 p.
KIUCHI, M., SUGIYAMA, S. Mashy-state extrusion, rolling and forming. In:
Proceedings of the 3th international conference on the semi-solid processing of alloys
and composites, Japan, 1994. 245-257 p.
KLIAUGA A. M.; FERRANTE M. Liquid formation and microstructural evolution during
re-heating e partial melting of an extruded A356 aluminium alloy, Acta Materialia,
v.53, n.2, 2005. 345-356 p.
KLIAUGA, A. M., VIEIRA, E. A., FERRANTE, M. The influence of impurity level and
tin addition on the ageing heat treatment of the 356 class alloy, Materials Science
and Engineering, v.480, 2008. 5-16 p.
KOOP, R., NEUDENBERGER, D., WINNING, G. optimization of forming variants
and transverse extrusion with alloys in the semi-solid state. In: proceedings of
the 6th international 98 conference on the semi-solid processing of alloys and
composites, Turin, Italy, 2000. 295-300 p.
KOOP, R., NEUDENBERGER, D., WINNING, G. optimization of forming variants
and transverse extrusion with alloys in the semi-solid state. In: Proceedings of
the 6th International 98 Conference on the Semi-solid Processing of Alloys and
Composites, Turin, Italy, 2000. 295-300 p.
KUROKI, K., SUENEGA, T. TANIKAWA, H. MASAKI, T., SUZUKI, A., UMEMOTO, T.
& YAMAZAKI M. Establishment of a manufacturing technology for the high
strength aluminum cylinder block in diesel engines applying a rheocasting
process. In: Proceedings of 8rd international conference on the semi-solid processing
of alloys and composites. Limassol, Chipe, 2004.
LAPKOWSKI, W., SINCZAK, J. Formability of Metal Alloys in the Part-liquid State.
Journal of Materials Processing Technology, v.32, 1992. 271-277 p.
LI, C.; NIU C.; DU Z.; GUO, C.; JING, Y. The thermodynamic analysis of GP zones in
aged–supersaturated Al–Ag alloys, Calphad - Computer Coupling of Phase
Diagrams and Thermochemistry, v. 34, n.1, 2010. 120-128 p.
LIFSHITZ, I. M.; SLYOZOV, V. V. The kinetics of precipitation from supersatured
solid solutions. Journal Physical Chemistry Solution, v. 19, 1961. 35-50 p.
LIU, D., ATKINSON, H. V., KAPRANOS, P. & JONES, H. Effect of heat treatment
on structure and properties of thixoformed wrought alloy 2014. In: Proceedings
124
of 7rd international conference on the semi-solid processing of alloys and composites.
Tsukuba, Japão, 2002.
LOUÉ, W.R., SUÉRY, M. Microstructural evolution during partial remelting of AlSi7Mg alloys, Materials Science and Engineering, v. A203, 1995. 1-13 p.
LOURENÇATO, L.A. Tixoformabilidade e Tixoforjamento de Ligas Al-Xwt%Si0,5wt%Mg em Prensa Excêntrica com Matriz Aberta. Tese doutorado, UNICAMP,
Campinas, SP, 2008. 177 p.
MAHATHANINWONG, N.; PLOOKPHOL, T.; WANNASIN, J.;
WISUTMETHANGOON, S. T6 heat treatment of rheocasting 7075 Al alloy, Materials
Science and Engineering, v. 532, 2012. 91-99 p.
MAJIDI, O.; SHABESTARI, S.G. e ABOUTALEBI, M.R. Study of fluxing temperature
in molten aluminium refining process. Journal of Materials Processing
Technology, 2007. 182:450-455 p.
MINGARD, K. P., ALESXANDER, P. W., LANGRIDGE, S. J., TOMLINSON, A. G.,
CANTOR, B. Direct measurement of spray from temperatures and the effect of liquid
fraction on microstructure, Acta Mater. v. 46, nº 10, 1998. 3511-3521 p.
MOHANTY, P. S.; GRUZLESKI, J. E. Mechanism of grain refinement in aluminum;
Acta Metallurgica et Materialia; v.43; n.5; 1995. 2001-2012 p.
MÖLLER, H.; GOVENDER, G.; STUMPF, W. E. Application of shortened heat
treatment cycles on A356 automotive brake calipers with respective globular and
dendritic microstructures, Transactions of Nonferrous Metals Society of China, v.
20, 2010. 1780-1785 p.
MURAYAMA, M.; HONO, K.: Pre-precipitate clusters and precipitation processes in
Al–Mg–Si alloys, Acta Materialia, v. 47, n. 5, 1999. 1537-1548 p.
NIROUMAND, B., XIA, K. Relationship between microstructural features in a
semi-solid processed Al-Cu alloy. In: Proceedings of the 5th international
conference on semi-solid processing of alloys and composites, Golden, USA, 1998.
637-644 p.
OLIVEIRA, T.F.L.; OLIVEIRA, J.R.; NASCIMENTO Jr.R.C.; FILHO, A.I.; VIEIRA, E.A.
Análise Térmica de novas ligas para conformação no estado semi-sólido. 64º
Congresso Anual da ABM – Internacional, Belo Horizonte, MG, 2009.
PACZ, A.: Alloy; U.S. Patent; Nº. 1387900; Serial Number - 3585555; Agosto, 1921.
PELLA JR. W. Estudo da Viabilidade de Tixoforjamento da Liga A2011 em Matrizes
Não-Metálicas. Dissertação de mestrado, UNICAMP, Campinas, SP, 2002.
PIRES, G. P. Estudo sobre a Estabilidade, no Estado Sólido, da Liga de Alumínio
A5052 Toxofundida e Viablidade da sua Tixoestampagem, Tese doutorado,
UNICAMP, Campinas, 2005. 211 p.
125
PITTS, H. E.; ATKINSON, H. V. Thixoforming of 6061 Al alloy for automotive
components, in 5th International conference on semi-solid processing of alloys and
composites, Colorado, USA, 1998. 409-418 p.
PITTS, H.E. & ATKINSON, H.V. Thixoforming of 6061 Al alloy for automotive
components. In: Proceedings of 5 th international conference on the semi-solid
processing of alloys and composites, Colorado, USA, 1998.
POGATSCHER, S.; ANTREKOWITSCH, H.; LEITNER, H.; EBNER, T.;
UGGOWITZER, P.J. Mechanisms controlling the artificial aging of Al-Mg-Si alloys,
Acta Materialia, v. 59, 2011. 3352-3363 p.
RAN, G.; ZHOU, J.E.; WANG, Q.G. Precipitates and tensile fracture mechanism in a
sand cast A356 aluminum alloy. Journal of Materials Processing Technology.
v.207, 2008. 46-52 p.
REEVES, J.J., KATTAMIS,T.Z. A Model for isothermal dendritic coarsening. Scripta
Metallurgica, v.5, 1971. 223-229 p.
REIS, A.A. Parâmetros de processamento para tixoconformação de uma liga Al3,8%Si reciclada a partir de latas de alumínio. Dissertação de mestrado. IFES,
Vitória, ES, 2013.
RIONTINO G., MASSAZZA M., LUSSANA D., MENGUCCI P., BARUCCA G.;
FERRAGUT R. Materials Science and Engineering, v. 494, 2008. 445-448 p.
ROBERT, M.H. Proposição de um novo processo para a obtenção de pastas
metálicas reofundidas. Tese de doutorado, UNICAMP, Campinas, SP, 1989.
ROBERT, M.H., MONTEL, M.M.R. Uma contribuição ao estudo da conformação
de ligas metálicas no estado semi-sólido. In: 9º Congresso chileno de ingeniería
mecânica y iv congresso nacional de energia, Valpariso, Chile, 2000. 86-93 p.
ROMETSCH, P.A.; SCHAFFER, G.B. An age hardening model for Al-7Si-Mg casting
alloys, Materials Science and Engineering, v. A325, 2002. 424-434 p.
ROVIRA, M. M. Viabilização do tixoforjamento da Liga Al-4,5%Cu super-refinada.
Dissertação de mestrado, UNICAMP, Campinas, SP, 1996.
SALLEH, M. S.; OMAR, M. Z.; SYARIF, J.; MOHAMMED, M. N. “Termodynamic
modelling on the mutual effect of copper, manganese and iron addition in Al-Si-Cu for
semisolid processing, ”Journal of Asian Scientific Research”, vol. 2, n. 11, 2012.
614–619 p.
SHA, G.; MÖLLER, H.; STUMPF, W.E.; XIA, J.H.; GOVENDER, G.; RINGE, S.P.
Solute nanostructures and their strengthening effects in Al-7Si-0.6Mg, Alloy F357, v.
60, 2012. 692-701 p.
126
SHIVKUMAR, S.; RICCI Jr., S.; APELIAN, D. Influence of solution parameters and
simplified supersaturation treatment on tensile properties of A356 alloy.
Transactions AFS; v.98, 1990. 913-922 p.
SMITH, G. W. Precipitation kinetics in an air-cooled aluminum alloy: A comparison of
scanning and isothermal calorimetry measurement methods, Thermochimica Acta,
v. 313, 1998. 27-36 p.
SPENCER, D. B.; MEHRABIAN, R.; FLEMINGS, M. C. Rheological behavior of Sn15 pct Pb in the crystallization range, Metallurgical Transactions, v. 3, 1972. 19251932 p.
STEINHOFF, K., GULLO, G. C., KOPP, R., UGGOWITZER, P. J. “A new integrated
production concept for semi-solid high quality Al products” proceedings of the
6th international conference on semi-solid processing of alloys and composites. G. L.
Chiamettc and M. Rosso, Eds, Turin – Italy, 2000. 121-127 p.
STUCKY M.; RICHARD, M.; SALVO, L.; SUÉRY, M. Influence of electromagnettic
stirring, partial remelting and thixoforming on mechanical properties of A356
alloys. 5th Int. conf. on semi-solid processing of alloys and composites, Colorado,
USA, 1998. 513-520 p.
STUCKY M.; RICHARD, M.; SALVO, L.; SUÉRY, M. Influence of electromagnettic
stirring, partial remelting and thixoforming on mechanical properties of A356
alloys. 5th Int. conf. on semi-solid processing of alloys and Composites, Colorado,
USA, 1998. 513-520 p.
SVARE, A. J. & MIDSON, S. P. Gates and runners for semi-solid castings. In:
Proceedings of 7rd international conference on the semi-solid processing of alloys
and composites. Tsukuba, Japão, 2002.
TORRES, L. V. Avaliação da tixoconformabilidade das Ligas AA7075 e AA7004.
Dissertação de mestrado, UNICAMP, Campinas, SP, 2009. 2 p.
TZIMAS, E.; ZAVALIANGOS, A. Evolution of near-equiaxed microstructure in the
semisolid state. Materials Science and Engineering, v. A289, 2000. 228-240 p.
TZIMAS, E.; ZAVALIANGOS, A. Evolution of near-equiaxed microstructure in the
semisolid state. Materials Science and Engineering, v. A289, 2000. 228-240 p.
VAUMOUSSE, D.; CEREZO, A.; WARREN, P. J. A procedure for quantification of
precipitate microstructures from three-dimensional atom probe data,
Ultramicroscopy, v. 95, 2003. 215-221 p.
VERRAN, G.O.; KURZAWA, U.; GABOARDI, G.G. Reciclagem de Latas de
Alumínio usando fusão em forno elétrico à indução, Estudos tecnológicos,
Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia dos Materiais-UDESC, Santa
Catarina, v.3, nº1, 2007. 01-11 p.
127
VIEIRA, E. A. Interações entre comportamento reológico e evolução microestrutural
da liga Al-7Si0,3Mg no estado semi-sólido, Tese de doutorado, Dema – UFSCar,
São Carlos – SP, 2004. 11-18:103 p.
VIEIRA, E. A.; OLIVEIRA, B. A., FERRANTE, M. Microstructure and Rheology of
an A356 Alloy in the Semi-Solid State, Conditioned by a low pouring
Temperature Technique. Proceeding of 8th International Conference Semi-solid
Processing of Alloys and Composites, Cyprus, September, 2004. CD-ROM.
VISSERS, R.; VAN HUIS, M.A.; JANSEN, J.; ZANDBERGEN, H.W.; MARIOARA,
C.D.; ANDERSEN, S.J. The crystal structure of the β′ phase in Al–Mg–Si alloys, Acta
Materialia, v. 55, n. 11, 2007. 3815-3823 p.
VIVÈS, C. “Crystallization of semi-solid magnesium alloys and composites in the
presence of magnetohidrodynamic shear flows” Journal of Crystal Growth. 137,
1994. 659-662 p.
VOORHEES P. W.; GLICKSMAN, M. E. Ostwald ripening during liquid phase
sintering – effect of volume fraction on coarsening kinetics. Metallurgical
Transactions, v. 15A, 1984. 1081-1088 p.
WANG, Q. G.; DAVIDSON, C. J. Solidification and precipitation behavior of Al-Si-Mg
casting alloys, Journal of Materials Science, v. 36, 2001. 739-750 p.
WEISS, T.F. Cellular biophysics – transport, v.1, MIT press, Bradford Book,
Cambridge, Massachusetts, USA, 1996. 600 p.
WINTERBOTTOM, W. L. Semi-solid forming applications: high volume
th
automotive productcs. In: 6 International conference on the semi-solid processing
of alloys and composites, Sept., 2000, Turin, Itália, 2000. 73-78 p.
WISUTMETHANGOON, S; THONGJAN, S.; MAHATHANINWONG, N;
PLOOKPHOL, T; WANNASIN, J. Precipitation hardening of A356 Al alloy produced
by gas induced semi-solid process, Materials Science and Engineering, v. 532,
2012. 610-615 p.
YI, J.Z.; LEE, P.D.; LINDLEY, T.C.; FUKUI, T. Statistical modeling of microstructure
and defect population effects on the fatigue performance of cast A356-T6 automotive
components, Material Science and Engineering, v. 432, 2006. 59-68 p.
YOUNG, K.P.; KIRKWOOD, D. H. The dendrite arm spacing of aluminium-copper
alloys solidified under steady-state condictions, Metallurgical Transaction, v. 98,
1975. 871-878 p.
YOUNG. K. P., KYONKA, C.P., COURTOIS, J. A., U. S. Patent 4,415,374, 1983.
ZANDER, J.; SANDSTRÖM, R. One parameter model for strength properties of
hardenable aluminium alloys, Materials & Design, V. 29, n. 8, 2008. 1540-1548 p.
128
ZHU, P.Y.; LIU, Q.Y.; HOU, T.X. Spheroidization of eutectic silicon in Al-Si alloys,
Transactions AFS; v.93, 1985, 609-614 p.
ZOQUI, E. J., ROBERTO, M. H. “Contribution to the study of mechanisms involved in
the formation of rheocast structure” Journal of Materials Processing Technology,
v.109, 2001. 215-219 p.
ZOQUI, E.J.; LOURENÇATO, L.A.; BENATI, D.M. Thixoforming of aluminium-silicon
alloys in a mechanical eccentric press, Solid State Phenomena, v.141-143, 2008.
517-522 p.