Comportamento da Solidificação do SiMo alto Silicio

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Comportamento da Solidificação, Microestrutura, Propriedades 
Mecânicas, Oxidação à Quente e Resistência à fadiga Térmica do 
Ferro Fundido Nodular SIMO de Alto Silício 
 
D. Li, R. Perrin, G. Burger, D. McFarlan, B. Black, R. Logan and R. Williams 
Wescast Industries Inc. 
SAE International 
 
 
 
 
 
 
RESUMO 
É bem sabido que ferros fundidos nodulares contendo 4 a 6% de silício são adequados para aplicações 
em altas temperaturas. Este artigo descreve o comportamento da solidificação, microestrutura, propriedades 
mecânicas, oxidação à alta temperatura, e fadiga térmica dos ferros fundidos SIMO alto-Si. As curvas de 
resfriamento dos ferros fundidos foram registradas usando um aparelho de análise térmica para correlacionar com 
as microestruturas solidificadas. Foram executados ensaios de fadiga térmica uniaxial e forçada nos quais o ciclo 
de temperaturas ficou entre 500 e 950°C. O comportamento da solidificação foi estudado pela medida do peso do 
corpo de prova e pela profundidade de penetração de óxidos no laboratório de ensaios de oxidação cíclica. O 
coeficiente de expansão térmica e a temperatura crítica de transformação de fase A1 foram determinados através 
do ensaio de dilatometria durante o aquecimento. 
 
 
 
 
 
INTRODUÇÃO 
Os ferros fundidos nodulares de alto silício (high-Si) e silício-molibdênio (SIMO) freqüentemente são 
utilizados na produção de coletores de exaustão e carcaças de turbo-compressores para automóveis. Com o 
aumento do teor de silício, a resistência à oxidação/descascamento à alta temperatura, a temperatura crítica A1, e 
a estabilidade microestrutural são melhoradas. Estudos também mostraram que para uma extensão significativa, 
o Si aumenta a vida de fadiga térmica uniaxial e pode, até certa proporção, substituir o Mo. O inconveniente de 
aumentar o teor de Si inclui uma tenacidade ao impacto inferior e uma dureza Brinell mais alta, a qual 
possivelmente poderá causar alguns problemas de manuseio (acabamento) e usinagem durante a produção em 
alta escala. Certos projetos de coletores também podem ser suscetíveis à trincas térmicas quando este material é 
utilizado com teores de silício altos demais. Isto pode ser devido à menor ductilidade e condutividade térmica 
deste material comparado com alguns outros ferros fundidos para coletores. Os típicos ferros nodulares SIMO 
contendo 4% Si e 0,5 a 2% Mo podem ser aplicados para materiais sujeitos à temperaturas de 840 a 850°C e em 
alguns casos com projetos benéficos (projetos mais elaborados), até temperaturas um pouco mais elevadas. O 
objetivo principal deste trabalho é examinar se ferros SIMO com teores mais altos de silício, na faixa de 4,4 a 
5,0%, podem ser usados na produção em alta escala de coletores de exaustão. Adições aumentadas de Si mudarão 
o comportamento do resfriamento, a tendência ao rechupe, o alongamento, a tenacidade ao impacto, a resistência 
à oxidação, a vida de fadiga térmica, o manuseio (operações de acabamento) e a usinabilidade dos fundidos. Este 
trabalho foi empreendido para investigar a adequação do SIMO alto-Si para aplicações em coletores de exaustão, 
e para documentar as propriedades mencionadas acima através de experimentos e modelamento. 
 
 
PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL 
Um número de ensaios de regressão e projetos de experimentos sobre a composição química e 
processamento foram realizados no Centro Técnico Richard W. Levan da Wescast Industries Inc (WII). Corridas 
pesando aproximadamente 100 Kg foram feitas usando um forno à indução de 350 kW e 1 kHz. A inoculação e o 
tratamento utilizado no banho líquido foram os convencionais. As temperaturas de vazamento variaram de 1390 
a 1460°C. Barras de teste e protótipos de coletores foram fundidos em moldes de areia ligada quimicamente e em 
areia à verde respectivamente. Curvas de resfriamento do ferro fundido líquido foram medidas usando um 
aparelho de análise térmica. Aproximadamente 240 coletores com SIMO alto-Si foram fundidos e usinados 
durante os testes de fabricação para avaliar as operações de acabamento e usinagem. 
Microscopia ótica e um software de análise de imagens digital foram usados para completar a análise 
microestrutural dos ensaios das amostras. Além dos experimentos com os fundidos, o modelamento da 
solidificação foi efetuado para diferentes composições e temperaturas de vazamento. A temperatura de 
transformação da fase sólida e o coeficiente de expansão térmica foram determinados por ensaios de dilatometria 
numa taxa de aquecimento de 1 e 5°C/min. separadamente. Fornos mufla foram usados para elevar a temperatura 
nos testes de oxidação. As amostras para oxidação eram barras retangulares de 10X10X30 mm. A área 
superficial total (1400 mm²) é bem maior que o valor mínimo (400 mm²) recomendado pela ASTM G54-84. 
Antes dos ensaios, as amostras foram limpas ultrassonicamente e tratadas termicamente a 210°C por 2 horas. 
Depois de obter o peso inicial de cada amostra, o ensaio de oxidação foi iniciado em 900°C. Durante o ensaio as 
amostras foram retiradas do forno, resfriadas, e recolocadas em intervalos de 24 a 48 horas. Ensaios de tração e 
impacto Charpy foram realizados a temperatura ambiente e a temperatura elevada no laboratório interno e em 
laboratórios externos. Blocos Y foram fundidos na WII e enviados para a Climax Research Services (CRS) em 
Michigan para testes de fadiga térmica uniaxial e forçada entre 500 e 950°C. As amostras foram aquecidas em 
um forno de radio freqüência (RF) de 450 Hz dentro de uma câmara de teste rígida. Uma descrição adicional dos 
procedimentos de ensaio na planta da CRS é apresentada na bibliografia 5. 
 
 
RESULTADOS E DISCUSSÃO 
SOLIDIFICAÇÃO E RECHUPE – O entendimento do processo de solidificação é essencial para o 
controle da microestrutura, o qual por sua vez, determina as propriedades dos materiais. Os ferros fundidos 
SIMO podem ser considerados como um sistema quaternário Fe-C-Si-Mo. Quando o teor de Si é aumentado, o 
teor de C do eutético e do eutetóide é diminuído. As temperaturas do eutético e do eutetóide também mudam de 
um valor distinto para uma faixa de temperaturas. Assim, uma relação linear simples é definida para representar 
o efeito combinado do silício e do carbono, conhecida como carbono equivalente CE = %C + 1/3 %Si. Foi 
desenhado um mapa químico considerando o C, o Si e o CE com uma predição da microestrutura, como 
mostrado na figura 1. O ferro SIMO alto-Si discutido neste artigo contém 4,4 a 5,0% Si e 0,5 a 0,9% Mo, o qual 
é dividido em dois grupos de acordo com o teor de Si: Alto-Si I (4,4 a 4,7% Si) e alto-Si II (4,7 a 5,0% Si). É 
largamente aceito que os valores de CE devem ser controlados próximo de 4,7 para fundidos com espessura de 
parede menores que 25 mm a fim de evitar dendritas de austenita de solidificação e carbonetos primários. CE 
baixo demais ou alto demais resulta em mais defeitos nos fundidos. Este mapa pode ser elucidado por 
procedimentos experimentais como descrito na figura 2. Para uma composição química fortemente 
 
Figura 1 – Mapa químico do silício, carbono e CE par o SIMO alto-Si. Os círculos marcam a posição de algumas 
composições ensaiadas. É apresentada a predição da microestrutura e das porosidades. 
 
hipereutetóide tal como CE = 4,89 o patamar primário da temperatura de liquidus é claramente visível, a qual é 
referida como grafita liquidus ou grafita primária [8], como ilustrado na curva de resfriamento (a) da figura 2. 
Isto corresponde à formação de nódulos de grafita grosseiros antes da reação eutética, como mostrado na 
micrografia (b) da figura 2. Referente à curva (c) da figura 2, a amostra com CE = 4,7 mostra um único evento de 
solidificação, isto é, a temperatura de liquidus e o inicio da temperatura eutética são idênticas. A curva exibe 
resfriamento razoavelmente suave para a baixa temperatura eutética onde o núcleo inicia o crescimento seguido 
por uma pequena recalescência de menos que 10°C. Esta curva leva a uma distribuiçãouniforme dos nódulos, 
como pode visto na micrografia (d) da figura 2, onde o teor de Si era de 4,95%. Entretanto, se o CE é baixo 
demais, a tendência ao rechupe e ao coquilhamento aumentarão. Além disso, a condutividade térmica do ferro 
fundido diminuirá se o teor de C for baixo demais e/ou o teor de Si for alto demais, o que pode reduzir a 
resistência à fadiga térmica dos fundidos [1]. Com respeito ao elemento de liga Mo, parte do mesmo segrega e 
resfria nas regiões intercelulares e promove carbonetos eutéticos (forma lamelar) ou carbonetos primários (forma 
facetada). Além disso, durante a transformação no estado sólido, partículas finas com menos de 1µm de diâmetro 
ricas em Mo são precipitadas nos contornos dos grãos, como observado por Black et al. [9]. O grau de 
superresfriamento e a temperatura de solidus determinada das curvas de resfriamento podem ser úteis 
para predizer a formação de carbonetos primários. 
O comportamento da solidificação e a distribuição de nódulos influenciam significativamente na 
tendência ao rechupe. A figura 3 demonstra a relação entre o CE e a tendência ao rechupe através de uma série de 
estudos incluindo coletores de exaustão (as duas figuras do lado esquerdo), massalotes cegos AFS (as duas 
figuras do meio), e um modelamento de solidificação em software (a coluna do lado direito). O Valor de CE foi 
 
Figura 2 – Curvas de resfriamento medidas e as microestruturas resultantes. Acurva (a) corresponde a 
micrografia (b) e a curva (c) corresponde a micrografia (d). 
 
 
de 4,85 para a linha do topo e 4,65 a para do fundo das figuras; as demais condições são basicamente a mesma 
incluindo o teor de Si (4,50%), os materiais de moldagem, o tratamento com magnésio, a inoculação, e a 
temperatura de vazamento. Simplesmente falando, as amostras do topo produziram rechupes muito mais severos 
que a linha debaixo. Quando o CE é alto demais, a solidificação se inicia com uma temperatura de liquidus mais 
alta, formando assim, o liquido pastoso mais cedo e macro rechupes, como mostrado no quadro do topo da figura 
3. Também se pode dizer que altos níveis de rechupe no metal liquido foram sempre formados com um maior 
numero de nódulos mais grosseiros [10]. Para a linha debaixo, com CE = 4,65, muito menos rechupe foi 
observado dentro da seção transversal dos coletores fundidos, dos massalotes cegos AFS e no modelamento da 
solidificação. Falando genericamente, o rechupe também é influenciado por muitos outros fatores. 
 
 
Figura 3 – Fundidos experimentais e modelamento da porosidade para o SIMO alto-Si com 4,5% Si. O teor de C 
de 3,35%, (CE = 4,85) corresponde as figuras da linha superior, enquanto o teor de C de 3,15% (CE = 4,65) 
corresponde as figuras da linha inferior. As figuras da coluna esquerda representam a seção do flange dos 
coletores, as colunas do meio a seção transversal dos massalotes cegos e as da direita o modelamento da 
solidificação. 
 
 
PROPRIEDADES MECANICAS – Os efeitos do Si sobre as propriedades mecânicas tem sido bastante 
estudado e bem entendido [1-4]. Quando o teor de Si é inferior a aproximadamente 3,5% [11], a resistência à 
tração decresce e o alongamento aumenta com o aumento do teor de silício, uma vez que mais fase ferrítica é 
formada dentro da matriz. Se o teor de Si excede este valor, a resistência a tração e a dureza aumentam enquanto 
o alongamento e a tenacidade ao impacto diminuem com o aumento do silício. Neste trabalho, o teor de Si era 
mais alto que o valor crítico (3,5%) e o teor de Mo variou de 0,5 a 0,9%. Blocos Y com diferentes teores de Si 
foram fundidos para diversos tipos de ensaios. A figura 4 apresenta os dados de resistência e dureza a 
temperatura ambiente. Pode-se notar que com o aumento do teor de Si a resistência à tração, o limite de 
escoamento 0,2% e a dureza Brinell subiram, devido ao reforço e endurecimento por solução sólida, enquanto o 
alongamento caiu. Entretanto, alongamento de até 10% pode ser facilmente alcançado para amostras com 4,5% 
Si através de controle da composição química do banho líquido e da prática de inoculação. 
O ensaio padrão de resistência a curto tempo em temperaturas elevadas foi realizado. A figura 5 
apresenta alguns dados de resistência à tração obtidos de nossos testes. Foi observado que o efeito de 
reforçamento do Si diminuiu quando a temperatura de ensaio foi acima de 500°C. Pelo contrário, a resistência em 
700 e 900°C diminuiu levemente com o aumento do Si, talvez porque o silício reduz a solubilidade do carbono 
nos ferros fundidos e tende a dissociar-se em carbonetos de ferro. Mais dados são necessários para examinar se o 
silício realmente diminui a resistência a temperaturas elevadas ou não. É bem sabido que o Mo pode 
efetivamente aumentar a resistência a temperaturas elevadas, ambas as resistência a tração a curto prazo e 
resistência a fluência a longo prazo. 
 
 
Figura 4 – Teor de silício versus propriedades à temperatura ambiente: (a) resistência à tração e limite de 
escoamento 0,2%, (b) alongamento, e (c) dureza Brinell. O teor de Mo variou de 0,6 a 0,9%. Cada ponto 
representa no mínimo três ensaios. 
 
 
 
 
Figura 5 – Teor de silício versus a resistência à tração à quente testada em diferentes temperaturas. Cada 
ponto representa a média de três testes no mínimo. Os pontos estão conectados apenas para mostrar a tendência 
para a mudança. O teor de Mo é de 0,75%. 
 
 A ductilidade é de fato reduzida com o aumento do teor de silício. A questão natural que se levanta é: 
Pode o tratamento térmico melhorar a ductilidade do SIMO alto-Si? O recozimento sub-critico (785°C) e o 
recozimento pleno (950°C) foram realizados em barras de teste de SIMO alto-Si de 16 mm de espessura. As 
amostras foram mantidas nas temperaturas mencionadas por 4 horas e então resfriadas lentamente 
(aproximadamente 100°C/hora). As amostras foram removidas do forno para o resfriamento ao ar depois de 
alcançarem 600°C para evitar possível fragilização à temperaturas elevadas. Como esperado, a resistência e o 
escoamento diminuíram levemente e o alongamento aumentou depois do recozimento, como ilustrado na figura 
6. Considerando a microestrutura dos ferros fundidos nodulares contendo Mo, lá existe a assim chamada fase rica 
 
 
 
Figura 6 – Resultados do ensaio de tração a temperatura ambiente de corpos de prova no estado bruto de fusão, 
com recozimento sub-critico e com recozimento pleno do SIMO alto-Si (4,65% Si e 0,75% Mo). 
 
 
em molibdênio nas regiões de contorno de célula. A porcentagem de fase rica em Mo (frM) pode ser determinada 
pela análise de imagem da microestrutura. Foi encontrado que o teor de frM reduziu de 7,3% no estado bruto de 
fusão para 6,4% no recozimento sub-critico e para 3,2% no recozimento pleno, para a mesma composição 
química (4,65% Si e 0,75% Mo). A menor quantidade de frM aumentou o alongamento. Entretanto, não houve 
mudança significativa na tenacidade ao impacto antes e depois do tratamento térmico, como mostrado na figura 
7. A energia absorvida foi determinada dos ensaios de impacto Charpy que foram executados em corpos de prova 
retangulares sem entalhe (10X10X55 mm). As amostras com 4,65% Si mostraram 
 
 
 
Figura 7 – Energia absorvida no ensaio de impacto Charpy sem entalhe para amostras de SIMO com 4,65 e 
5,01% Si com diferentes tratamentos: bruto de fusão, recozimento subcrítico e recozimento pleno 
respectivamente. A dimensão da amostra é 10X10X55 mm. 
 
 
tenacidade ao impacto mais alta que aquelas com 5,01% Si mesmo com uma grande dispersão nos dados. Os 
resultados dos corpos de prova Charpy sem entalhe do SIMO normal (4,0% Si) ficaram na faixa de 30 a 45 
Joules, os quais foram muito mais altos que no SIMO alto-Si. A tenacidade ao impacto é uma medida da 
quantidade de energia que um material pode absorver durante a fratura. Os resultados de impacto Charpy 
indicaram a severidade do manuseio (operações de limpeza e acabamento) dos coletores fundidos no processo de 
fundição incluindo desmoldagem (shakeout),tamboreamento e jateamento rotativo. Testes de chão de fabrica 
com composição química do SIMO alto-Si foram conduzidos a fim de avaliar os possíveis problemas causados 
pelas operações de limpeza e acabamento e pela usinagem na produção em grande escala. 
 
OXIDAÇÃO A ALTAS TEMPERATURAS – Existem numerosas publicações sobre oxidação e escamas a altas 
temperaturas com ligas de diferentes composições químicas, temperaturas de ensaio e tempos de exposição [1-4, 
12-14]. A oxidação e o descascamento ou desagregação podem ter possíveis efeitos deletérios tais como reduzir a 
habilidade de resistência à tensão de fricção causando o desprendimento de partículas que podem viajar pelos 
dutos do componente. Neste artigo, nós relatamos os resultados do SIMO com 4,0% Si e do SIMO alto-Si com 
4,8% Si obtidos de duas condições respectivamente. Sem fluxo de ar foi introduzido no forno na condição I, 
enquanto que na condição II foi passado ar fresco através do todo o forno na taxa de 2,5 litros/min monitorado 
por um medidor de fluxo de ar. Sob ambas as condições, a temperatura do forno foi ajustada para 900°C, e as 
amostras foram removidas do forno e resfriadas até a temperatura ambiente a cada 1 ou 2 dias (ensaio de 
oxidação cíclica). Foram rodados mais de 20 ciclos. A figura 8 mostra a mudança de peso acumulativa, mas a 
mudança de peso para cada período pode ser determinada também das curvas. Na condição I (símbolos vazios) o 
total de peso ganho foi quase nulo para o SIMO alto-Si, enquanto que ele foi acima de 7 mg/cm² para o SIMO 
normal. O SIMO normal também mostra uma taxa de oxidação inicial muito mais alta. Entretanto, depois de 100 
horas, as duas curvas (símbolos vazios) tem essencialmente a mesma inclinação. Na condição II (símbolos 
sólidos), a superioridade do SIMO alto-Si contra o SIMO normal torna-se mais evidente. Depois de 695 horas, o 
ganho de peso foi de 20,5 mg/cm² para o SIMO normal e somente 6,1 mg/cm² para o SIMO alto-Si. Além disso, 
uma inclinação mais íngreme da curva do SIMO (quadrados sólidos) indica o grau de oxidação rápido. 
 
Figura 8 – Taxa de mudança de peso versus tempo obtido do ensaio de oxidação a quente à 900°C. Os quadrados 
e os círculos representam o SIMO de 4,0% Si e SIMO alto-Si de 4,8% Si respectivamente. Os símbolos sólidos 
indicam fluxo de ar de 2,5 litros/min através do forno e os símbolos vazios indicam sem fluxo de ar introduzido 
no forno. 
 
 
 A profundidade de penetração sólida pode ser considerada como uma medida mais significativa da 
oxidação, porque a mudança de peso na figura 8 representa os efeitos combinados do peso ganho pela formação 
de óxidos e o peso perdido pela descarbonetação. A perda de peso foi dominante durante o estágio inicial da 
reação. Como a oxidação prossegue, o contato entre escamas e metal é perdido nas beiradas e nos cantos. Por 
isso a oxidação não uniforme ocorreu sobre a superfície. Foi observado da seção transversal do corte 
metalográfico que a camada de óxidos foi mais espessa e mais uniforme no meio que nos cantos. Portanto, a 
profundidade de óxidos foi medida no meio da seção transversal de cada amostra. A figura 9 apresenta a 
espessura de óxidos de uma série de amostras testadas a 900°C mas com diferentes tempos de até 695 horas para 
o SIMO alto-Si contendo 4,8% Si, e até 953 horas para o SIMO contendo 4,0% Si respectivamente. 
Negligenciando o período inicial, pode ser visto que a penetração de óxidos em ambos os casos basicamente 
segue o crescimento linear em termos de equações cinéticas, o que é típico para a oxidação dos metais a altas 
temperaturas. Entretanto, o SIMO alto-Si mostra uma profundidade de óxidos mais fina e uma taxa constante 
menor que o SIMO normal. Depois de 695 horas de exposição a profundidade de óxidos do SIMO alto-Si é 20 a 
30% menor que nas amostras do SIMO normal. 
 
 
 
Figura 9 – Medida da profundidade de óxido da seção transversal de amostras ensaiadas usando microscopia 
ótica. As barras verticais representam as variações das medições da espessura do óxido. Os pontos estão 
conectados para mostrar a tendência para a mudança. 
 
 
Figura 10 – Micrografias da seção transversal de amostras de SIMO com 4% Si depois do ensaio de oxidação 
cíclica à 900°C para diferentes tempos de exposição (horas) no total: (a) 2, (b) 8, (c) 24, (d) 415 e (e) 695. Foi 
introduzido sopro de ar de 2,5 L/min através do forno. A mesma escala foi utilizada para as 5 figuras. Para cada 
micrografia, as bordas do lado esquerdo e do lado direito representam o material de montagem (embutimento) e a 
matriz metálica respectivamente, e as regiões do meio representam a camada de óxido. 
 
 
A nucleação e o crescimento do óxido são ilustrados como uma função do tempo de exposição na figura 
10, tomando a composição química do SIMO como exemplo. Depois de um curto tempo de exposição de 2 horas 
na figura 10(a), o óxido formado consiste de partículas discretas e isoladas com um diâmetro de 
aproximadamente 80µm. Cada partícula contém escamas de múltiplas camadas, como indicado pelas diferentes 
cores. Parece que o núcleo de oxido se origina de defeitos superficiais que podem ser impurezas, contornos de 
grão, discordâncias ou traços da usinagem. Depois, as partículas crescem lateralmente para produzir um filme 
continuo sobre a superfície enquanto o oxigênio é continuado para dissolver e difundir dentro da fase da liga, 
como mostrado na figura 10(b) depois de 8 horas a 900°C. Além disso, aumentando o tempo de ensaio, ocorre o 
crescimento continuo da camada de óxido, como pode ser visto na figuras 10 (c), (d) e (e). As micrografias 
mostram muitos vazio e trincas nas camadas. Isto pode ser explicado a seguir. Em altas temperaturas os íons e os 
elétrons do ferro migrados para fora e o oxigênio difundido para dentro arrancam (queimam fora) a grafita no 
metal base, resultando assim em algumas cavidades. Durante o ensaio de oxidação cíclica, a tensão e a 
deformação térmica foram geradas devido às diferenças de expansão e a contração térmica entre a camada 
oxidada e o metal (o coeficiente de expansão térmica do óxido de ferro é menor que do ferro metálico) e a 
proporção volumétrica de óxidos para metal. Isto possivelmente fez os óxidos trincarem, colapsarem e se 
desprenderem da matriz metálica. A formação de zonas porosas e trincas por sua vez altera a aderência dos 
óxidos e a cinética de oxidação. Note que algumas trincas podem ser causadas pela preparação da amostra. 
Durante o ensaio, nenhuma escama foi espontaneamente desprendida das amostras. Uma faca de aço inoxidável 
foi usada para fragmentar a superfície das amostras oxidadas e examinar a aderência dos óxidos. Foi observado 
que muito mais pedaços de óxidos foram descamados das amostras do SIMO normal, indicando que a camada de 
óxido do SIMO normal não é tão aderente quanto a do SIMO alto-Si. 
 A oxidação a altas temperaturas do ferro fundido é mais complexa que aquela dos metais puros. A 
seguir tem-se uma discussão de caso baseado em nossos resultados experimentais e descrições teóricas [12-13]. 
Os ferros fundidos são ligas ferrosas multicomponentes, os quais contém Fe, C e Si em maior quantidade, S, Mg 
e Ce em quantidades menores que 0,1% e freqüentemente elementos de liga tais como o Mo em quantidades 
maiores que 0,1%. Embora alguns elementos residuais ativos possam ter um efeito significativo sobre o 
comportamento de oxidação [15], as influencias do Fe, C, Si e Mo serão examinadas neste artigo. 
 O ferro é o metal base e forma-se com diversos óxidos na camada. Os óxidos consistem de Fe2O3 
(hematita), Fe3O4 (magnetita), FeO (Wustita) e (FeO)2SiO2 ou Fe2SiO4 (faialita) quando contém uma certa 
quantidade de silício [12, 13]. Eles têm estruturas diferentes e mecanismos de formação diferentes também. Os 
dois primeiros óxidos foram produzidos durante a oxidação externa enquanto a faialita, a wustita e a magnetita 
foram formadas durante a oxidação interna, através de uma série de transporte interno/externo de íons de 
oxigênioe íons e elétrons de ferro. Devido a grande mobilidade de defeitos no FeO, esta camada será mais 
espessa que as outras [12]. A fina camada de Fe2O3 na superfície externa não ficou perceptível no microscópio 
ótico. Na figura 10, as duas camadas óbvias devem ser Fe2O3 e FeO+Fe2SiO4 respectivamente, de acordo com 
suas localizações e espessura relativa. 
 Considerando o efeito do carbono, a descarbonetação aconteceu através da reação da grafita com o 
oxigênio, causando assim a perda de peso (mudança de peso negativa), como visto na figura 8. Nós conduzimos 
o ensaio de oxidação a quente nas amostras de SIMO com diferentes teores de silício na faixa de 2,8 a 5,0%. As 
amostras com teores de Si mais altos aparentemente tiveram maior perda de peso no estágio inicial, enquanto que 
a perda de peso não foi observada para as amostras com teores de silício menores que 3,5%. Isto pode ser 
explicado da seguinte maneira: “como explicado no parágrafo anterior, a mudança de peso determinada no ensaio 
mostrou a diferença entre o ganho e a perda de peso. Para amostras com menores teores de Si, o ganho de peso 
por oxidação prevaleceu sobre a perda de peso por descarbonetação. Portanto, o peso total foi monotonamente 
aumentado para as amostras de baixo silício (< 3,5% Si) em função do tempo de exposição. Por outro lado, 
menos oxidação e assim mais perda de peso aparente aparecem para as amostras com alto Si. Similarmente à 
outras propriedades dos ferros fundidos, a resistência a oxidação é significativamente influenciada pela estrutura 
grafítica. A oxidação e seu crescimento ocorrem no ferro cinzento mais rapidamente que no ferro vermicular 
(CGI) e mais rapidamente no CGI que no ferro nodular [1]. 
 O silício é o melhor e o mais econômico elemento para melhorar a resistência a oxidação a altas 
temperaturas no ferro fundido. A SiO2 reage com o FeO para formar faialita na vizinhança próxima a superfície 
do metal base. Quando as partículas de faialita tornam-se maiores elas são engolidas pela escama. Estas ilhas 
encontram-se na camada de FeO como marcadores e previnem o movimento interior da escama externa [12]. O 
teor de Si pode ser aumentado para promover uma faialita quebrada mais densa no substrato do metal. 
Entretanto, as propriedades serão inaceitáveis quando o teor de silício é alto demais. 
 A volatilização do óxido pode ocorrer no sistema Mo-O em altas temperaturas e alta pressão de oxigênio 
[12]. Devido aos teores mais baixos e a sua maior afinidade com oxigênio que a outros elementos, além da 
formação de precipitados ricos em Mo [9], o Mo provavelmente é muito menos oxidável a 900°C que outros 
elementos presentes no ferro SIMO. 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 11 – Coeficiente de expansão térmica alfa versus temperatura medida no ensaio de dilatometria numa taxa 
de aquecimento de 5°C/min.: (a) SIMO com 4% Si e (b) SIMO alto Si com 4,9% Si. A temperatura crítica A1 
pode ser determinada das curvas. 
 
 
 
COEFICIENTE DE EXPANSÃO TÉRMICA – O ensaio de dilatometria foi realizado para determinar a 
temperatura critica A1, e o coeficiente de expansão térmica Alfa (α). A transformação de fase do ferro fundido 
ocorre numa faixa de temperatura. Assim, a temperatura crítica A1 pode ser definida como o começo da 
transformação de fase da ferrita para a austenita durante o aquecimento, como indicado pelas inflexões nas 
curvas de temperatura-alfa (figura 11). Sabe-se que a temperatura A1 aumenta com o aumento da taxa de 
aquecimento por causa da cinética de transformação. Neste trabalho, as amostras foram aquecidas lentamente em 
1 ou 5°C/min. Não há diferença significativa em alfa entre o SIMO com 4,9% Si e o SIMO normal com 4,0% Si 
quando as temperaturas estão abaixo de A1. Claramente, a temperatura A1 foi elevada em aproximadamente 
60°C comparando as amostras com 4,9 e com 4,0% Si. Isto pode implicar que as temperaturas práticas de 
operação podem ser aumentadas quando se substitui o SIMO normal pelo SIMO de alto silício de acordo com a 
diferença de A1. 
 
 
RESISTÊNCIA A FADIGA TÉRMICA – Além da resistência a oxidação a altas temperaturas e da estabilidade 
microestrutural, a resistência a fadiga térmica também é importante para os coletores de escape. Existem uns 
poucos tipos de ensaio de fadiga térmica, incluindo barras [16], discos [17], e tubos finos [18] em termos de 
formato para os corpos de prova. Os blocos Y foram usinados em barras e ensaiados sob condições uniaxial na 
CRS. O método de teste e os procedimentos foram descritos na referência 5. É digno de nota que a faixa de 
temperatura no ensaio de fadiga térmica foi de 500 a 900°C, ao invés de resfriamento até a temperatura ambiente. 
Todos os dados estão listados na tabela 1, os quais são bastante consistentes para cada liga. O teor de molibdênio 
foi de aproximadamente 0,6% para todas as amostras. Pode ser visto que o número médio de ciclos para falhar 
aumentou com o aumento do teor de silício de 4,0 para 4,5%, e para 4,95%. Permanece não esclarecido porque o 
SIMO alto-Si mostrou uma resistência a fadiga térmica mais alta nesta faixa de temperaturas. Dos dados de 
tração a quente na figura 5, o efeito de endurecimento do silício quase desapareceu em temperaturas altas. 
Entretanto, do ponto de vista da transformação de fase, o silício aumenta a temperatura A1 e alarga a faixa de 
transformação de fase [1-4]. Portanto, os efeitos do Si na resistência a fadiga térmica podem ser atribuídos à 
diferente quantidade de transformação de fase durante o ensaio. Menos quantidade de transformação de fase 
induz a menos tensão térmica durante o ensaio. Foi relatado que algumas fundições produzem coletores e carcaça 
de turbo compressores com ferro fundido nodular e ferro fundido vermicular com o teor de silício mais alto a fim 
de melhorar sua performance global a elevadas temperaturas, incluindo resistência a oxidação, estabilidade 
estrutural, e durabilidade térmica. 
 
 
ENSAIOS PRELIMINARES EM CHÃO DE FÁBRICA – Aproximadamente 240 coletores contendo 4,5 a 5,0% 
Si foram fundidos e usinados na companhia para avaliar as operações de acabamento e usinabilidade e identificar 
a capabilidade com o equipamento corrente. A produção normal de linha do SIMO foi usada, incluindo o sistema 
de alimentação (canais e massalotes), moldagem, fusão, tratamento da liga, vazamento, quebra de canais, 
jateamento e rebarbação, e parâmetros de usinagem. Foi observado que havia problemas nas operações de 
acabamento quando o teor de silício era alto demais. Para os ensaios de durabilidade e resistência a fadiga 
térmica dos fundidos, A Wescast Industries Inc. construiu um equipamento simulador de exaustão aquecido a gás 
(EES). Por comparação, o ensaio EES será realizado no SIMO normal e no SIMO alto-Si para coletores com 
diferentes projetos. 
 
Tabela 1 – Número de ciclos para falha dos ferros nodulares SIMO contendo diferentes quantidades de Si no 
ensaio de fadiga térmica uniaxial entre 500 e 950°C. O teor de Mo foi de 0,6% em todas as amostras. 
 
 
 
 
 
CONCLUSÕES – A composição química, a solidificação, a microestrutura e as propriedades do ferro fundido 
nodular SIMO alto-Si foram investigadas neste trabalho. Os ensaios no chão de fábrica foram realizados para 
avaliar as operações de acabamento e usinagem dos coletores SIMO alto-Si. O tratamento convencional com Fe-
Si-Mg e a inoculação pode ser adotados para o SIMO alto-Si para alcançar nodularidade satisfatória e 
distribuição de nódulos uniforme. Os experimentos com peças fundidas e o modelamento da solidificação 
revelaram que a tendência ao rechupe do SIMO alto-Si pode ser controlada para ser mantida num mesmo nível 
que o SIMO normal usando um CE adequado de 4,35 a 4,85 dependendo principalmente da espessura crítica do 
fundido. 
 A resistência a tração e o limite de escoamento foram significativamente aumentados com o aumento do 
Si, enquanto o efeito de reforço do silício desapareceu no ensaio à temperaturas acima de 500°C. O alongamento 
a temperatura ambiente diminuiu com o aumentodo teor de Si. Entretanto, alongamento acima de 10% a 
temperatura ambiente pode ser alcançado quando o teor de Si aproxima-se de 5% controlando o comportamento 
de resfriamento e a distribuição dos nódulos. Alem disso, o tratamento térmico também pode aumentar o 
alongamento. Foi observado que a tenacidade ao impacto (Charpy sem entalhe) a temperatura ambiente do SIMO 
alto-Si é bem mais baixa que a do SIMO regular. será necessário um trabalho adicional para melhorar a 
tenacidade ao impacto do SIMO alto-Si a fim de aliviar problemas potenciais durante as operações de 
acabamento, usinagem e montagem do conjunto. 
 Foi repetidamente mostrado que o SIMO alto-Si é superior ao SIMO normal nos ensaios de oxidação a 
altas temperaturas e nos testes de formação de carepas (descascamento). A resistência a fadiga térmica uniaxial 
aumentou quando o teor de silício mudou de 4,0 para 4,5 e para 4,95%, enquanto as temperaturas de ensaio eram 
cicladas entre 500 e 950°C. 
 
 
 
AGRADECIMENTOS 
 
Os resultados relatados aqui não teriam sido possíveis sem o esforço cooperativo da liderança e dos 
colaboradores da empresa CRS. Agradecimento especial é devido a B. Plank, G. Burkhalter, J. Cassidy, A. 
Cormier, G. Liao, B. Kowal, F. Yu, P. Slater, D. Lanting, P. Pickard e A. Valentyn pelo suporte técnico, a T. 
Thoma e C. Sloss por sua útil revisão e comentários. Os autores também agradecem a P. Chan e R. Gundlach da 
CRS pelos ensaios e pela discussão sobre fadiga térmica. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
REFERENCIAS 
 
 
 
1. J.R. Davis (editor), ASM Speciality Handbook: Cast Irons, ASM International, Materials Park, OH, 1996. 
 
2. G.M. Goodrich (Editor Técnico), Iron castings Engineering Handbook, AFS (American Foundry Society), Des 
Plaines, IL, 2003. 
 
3. R. Elliott, Cast Iron Technology, Butterworths, London, UK, 1988. 
 
4. H. T. Angus, Cast Iron: Physical and Engineering Properties, Butterworths, London, UK, 1976., Butterworths, 
London 
 
5. R.B. Gundlach et al., “Thermal Fatigue Resistance of Silicon-Molybdenium Ductile Irons.” Presentation at 
DIS/AFS Millis Symposium. October 1998. Hilton Head, SC. 
 
6. D.L. Sponseller, W.G. Scholz, and D.F. Rundle, “Development of Low-Alloy Ductile Irons for Service at 
1200-1500 F.”, AFS Trans., 76 (1968), 353-368. 
 
7. K. Kampendonk, R. Williams, and R. Perrin, Private Communication, Wescast Industries Inc. July 2003. 
 
8. M.D. Chaudhary, R.W. Heine, and C.R. Loper, “Principles Involved in the Use of Cooling Curves in Ductile 
Iron Process Control.” AFS Trans., 82 (1974) 431-440. 
 
9. B. Black et al., “Microstructure and Dimensional Stability in Si-Mo Ductile Irons for Elevated Temperature 
Applications”, Proc. Of the 2002 SAE Inter, Corpo de Engenharia da Confederação Automotiva e de Transportes 
de Paris, França (paper #2002-01-2115).