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Smith Cap Aluminio
Smith Cap Aluminio
Smith Cap Aluminio
Autores:
Carlos Alberto B. Martins
Claudio A. Treml Junior
Fabiano Franquini
Lindomeilo José de Souza
Michel Marino Küchler
Florianópolis – SC
Abril 2003
1
CAPÍTULO 5 – LIGAS DE ALUMÍNIO
Redução
2
Ajustamento estatístico -1,027 -413
Remessa líquida total 16,426 16,424
* Fonte “1989 Annual Statistical Review, “ The Aluminiun Association, Inc., Washington, D.C., 1990.
FIGURA 5-1
Histórico da produção da indústria
de alumínio nos Estados Unidos e
Canadá.
FIGURA 5-2
Célula eletrolítica usada para produção de alumínio. (Cortesia de Aluminiun Company of América)
O processo Bayer refina o grão e calcina a bauxita com o tratamento térmico de hidróxido
de sódio que converte o alumínio em minério de sódio conforme a reação:
3
O Al(OH)3 é então refinado, lavado e calcinado à 1100ºC para produção de óxido de
alumínio, Al2O3.
O óxido de alumínio é dissolvido em um banho de criolita fundida (Na3AlF6) e eletrolizado
em células eletrolíticas de carbono, usando como ânodo e cátodo o carbono. No processo de
eletrólise (processo Hall) o alumínio fundido é depositado no estado líquido no cátodo de carbono,
revestindo a parte inferior da soleira do lote eletrolítico, sendo que tenha maior densidade. Durante
a eletrólise, o oxigênio é liberado pelo ânodo, quando este ataca o carbono e forma CO e CO2. O
alumínio fundido é periodicamente liberado pelas células e tratado no estado fundido, o que
promove a remoção do excesso de óxido e de outros gases . A célula de liberação do alumínio
geralmente contém 99,5 a 99,9% de alumínio tendo, como impurezas, principalmente, ferro e
silício.
Fabricação primária
4
temperatura de pré-aquecimento deve ser mantida abaixo do ponto de fusão dos constituintes com
menor ponto de fusão.
Classificação
5
TABELA 5.2 - Grupos de ligas de alumínio trabalhadas
A 1xxx
l
u
m
í
n
i
o
,
9
9
.
0
0
%
m
í
n
i
m
o
Grupos de ligas de alumínio por maior elemento de liga
Cobre 2xxx
Manganês 3xxx
Silício 4xxx
Magnésio 5xxx
Magnésio e silício 6xxx
Zinco 7xxx
Outros elementos 8xxx
Séries não usuais 9xxx
LIGAS FUNDIDAS. O sistema de designação de quatro dígitos numéricos é usado para identificar
o alumínio e suas ligas na forma fundida e lingotes fundidos. O primeiro dígito indica o grupo da
liga. Os dois seguintes dígitos identificam a liga de alumínio ou indicam a pureza do alumínio. O
último dígito, que é separado dos outros por um ponto decimal, indica a forma do produto, isto é,
fundidos ou em forma de lingote. A modificação da liga original ou dos limites de impureza é
indicado por uma letra antes da designação numérica. A letra “x” é usada por ligas experimentais.
Entretanto, as ligas de alumínio fundidas são identificadas mais freqüentemente por três
dígitos. A tabela 5.3 lista os grupos de ligas de alumínio fundidas.
6
Magnésio 5xx.x
Zinco 7xx.x
Titânio 8xx.x
Outros elementos 9xx.x
Séries não usuais 6xx.x
Designação de Tratamento
F. Como fabricado. Sem controle sobre a quantidade de endurecimento por deformação; não
limita as propriedades mecânicas.
O. Recozimento e recristalização. Tratamento com menor resistência e maior ductilidade.
H. Endurecimento por deformação (abaixo segue as subdivisões).
T. Tratamento térmico para obter estruturas estáveis além de F ou O (abaixo segue as
subdivisões).
7
SUBDIVISÕES DE TRATAMENTO TÉRMICO
W Tratamento de solubilização
T Endurecido por envelhecimento
T1 - resfriamento a partir da temperatura de fabricação e naturalmente envelhecido
T2 - resfriamento a partir da temperatura de fabricação, deformação a frio e naturalmente
envelhecido
T3 – tratamento de solubilização, deformação a frio e envelhecimento natural
T4 – tratamento de solubilização e envelhecimento natural
T5 - resfriamento na temperatura de fabricação e envelhecimento artificial
T6 – solubilização e envelhecimento artificial
T7 – solubilização e estabilizado por superenvelhecimento
T8 – solubilização, deformação a frio e envelhecimento artificial
T9 – solubilização, envelhecimento artificial e deformação a frio
T10 - resfriado a partir da temperatura de fabricação, deformação a frio e envelhecimento
artificial
A pureza do alumínio comercial varia de 99,3% à 99,7% de Al. O alumínio de alta pureza é
utilizado para aplicações como ligas condutoras elétricas e placas refletoras. O metal de baixa
8
pureza, adicionado de ferro e cobre, se necessário, é utilizado para produzir ligas da série 1100, a
qual, no modelo comercial, é a liga base de alumínio puro. Ela é relativamente tenaz e dúctil, com
excelente trabalhabilidade e soldabilidade. O alumínio comercial puro responde bem a finalidades
decorativas e apresenta excelente resistência a corrosão. A Tabela 5.4 lista a composição química
e aplicação para os vários tipos de alumínio puro comercial.
Estrutura
A estrutura do alumínio puro (série 1xxx) é caracterizada por uma matriz relativamente
pura de alumínio. Os constituintes insolúveis no alumínio comercial puro são principalmente ferro e
silício, como apresentados nas figuras 5.3 e 5.4. A quantidade de constituintes é uma função da
pureza da liga e distribuição deles (dos constituintes) é função do tipo e da extensão de fabricação
da liga. Uma vez que todas as ligas comercial de alumínio contêm ferro e silício como impurezas, a
insolubilidade dos constituintes ferro e silício são comuns nas ligas, variando na concentração.
FIGURA 5-3
Lâmina metálica 1100-H18, laminada a frio.
Apresenta uma estrutura metálica fluida ao redor de
partículas insolúveis de FeAl3 (escuro. Partículas
remanescentes de constituintes do lingote são
fragmentadas devido ao trabalho. Ataque: 0,5 HF
a
hidratado. (After Metals Handbook, 8 ed., vol. 7,
American Society for Metals, 1972, pág. 242).
9
FIGURA 5-4
Lâmina metálica da liga 1100-0, laminada a
frio e recozida. Recristralizada, grãos
equiaxiais e partículas insolúveis de FeAl3
(preto). Tamanho e distribuição de FeAl3 na
estrutura trabalhada não são afetados pelo
recozimento. (0.5% ácido fluorídrico
hidratado; 500X). (After Metals Handbook, 8
ed., vol. 7 Americam Society for Metals, 1972,
p. 242.)
Propriedades Mecânicas
As propriedades mecânicas para o alumínio comercial puro estão listados na Tabela 5.5. O
limite de resistência a tração para 99,99% Al recozido é de, aproximadamente, 6,5 Ksi, com um
limite elástico de 1,5 Ksi e uma elongação de 50%. Este alumínio super puro não retém a dureza
por deformação a temperatura ambiente, e provavelmente recristalizará. Conforme o nível de
impureza é aumentado, a resistência do alumínio comercial puro aumenta também, alcançando um
máximo da série 1xxx, na liga 1100. A liga 1100 com dureza máxima tem um limite de escoamento
de aproximadamente 24 Ksi, com um limite elástico de 22 Ksi e uma elongação de apenas 5%.
10
H18 24.000 22.000 5 44 13.000 9.000
A adição de 1,2% Mn no alumínio comercial puro (0,6% Fe e 0,2% Si) produz uma
moderada resistência a liga de alumínio não tratada termicamente. A adição de manganês
aumenta a resistência da liga por solução sólida e pela fina dispersão de precipitados. Esta
resistência pode ser aumentada pela adição de aproximadamente 1% de magnésio. Estas ligas
são geralmente utilizadas quando moderada resistência e boa trabalhabilidade são necessárias. A
Tabela 5.6 lista a composição química e aplicações para as ligas de alumínio-manganês-
magnésio.
FIGURA 5-5
Liga recozida 3003 (1,2% Mn); a estrutura consiste em
uma fina dispersão de (Mn, Fe)Al6 e α(Al-Fe-Mn-Si)
precipitados. (0.5% ácido fluorídrico hidratado; 500x.)
(After F. Keller in “Physical Metallurgy of Aluminum
Alloys”, American Society of Metals, 1949, pág. 106.)
11
FIGURA 5.6
Liga 3003 (1,2% Mn) pré aquecida a 540oC,
o
laminada a frio (80%), recozido a 343 C por 250
segundos. A estrutura mostra constituintes
precipitados ricos em manganês nas
discordâncias durante o recozimento. A
recristalização da liga é inibida pelo acúmulo
das discordâncias nos precipitados.
Estrutura
A microestrutura de chapas da liga 3003 (1,2% Mn) na condição recozida é mostrada na
figura 5.5. Embora esta liga seja aquecida a uma alta temperatura (homogeneização), com
o
tratamento por volta de 600 C para dissolver muitos constituintes contendo manganês, depois ela
é trabalhada a frio e posteriormente recozida a 340oC, formando uma fina dispersão de (Mn, Fe)Al6
e α(Al-Fe-Mn-Si) constituintes (Fig. 5.5).
A microestrutura desta liga após o pré-aquecimento a 593oC, trabalhada a frio (80%), e
recozida a 343oC foi estudada por Morris usando microscópio eletrônico de transmissão. Ele
demonstrou que aqueles precipitados ricos em manganês nucleiam preferencialmente no trabalho
a frio deslocando as estruturas durante o recozimento (Fig. 5.6). Estes precipitados inibem o
movimento das discordâncias e, conseqüentemente, formação de contorno de grão de baixo
ângulo (poligonizados). Os precipitados por esse motivo inibem a recristalização e elevam a
temperatura de recristalização da liga.
Propriedades Mecânicas
12
Composição Química e Aplicações Típicas
As ligas binárias de alumínio-magnésio servem de base para a série 5xxx das ligas de
alumínio não tratadas termicamente. Todavia o magnésio produz substancial solubilidade no
o
alumínio e uma grande diminuição da solubilidade do sólido (14,9% em peso a 451 C) com a
diminuição da temperatura (figura 5.7), as ligas de alumínio-magnésio não apresentam sensível
endurecimento por precipitação com concentrações abaixo de 7% Mg. Entretanto, uma substancial
resistência do alumínio ocorre por endurecimento por solução sólida e causando encruamento.
A tabela 5.8 lista composição química e aplicações das ligas de alumínio-magnésio. Para
propósitos gerais e estruturais, as ligas de Al-Mg contém de 1 a pouco mais de 5% Mg e é muito
difundida na indústria. Estas são apenas poucas ligas binárias de alumínio-magnésio trabalháveis,
como as séries 5005 e 5050. Para aumentar esta resistência, a maioria das ligas de alumínio-
magnésio contém um pouco de manganês (0,1 a 1,0%) e/ou cromo (0,1 a 0,2%). Exemplos de
ligas Al-Mg com adição de cromo são 5052 e 5154. Enquanto que a liga 5056 é um exemplo que
contém manganês e cromo.
Muitas ligas de alumínio-magnésio têm sido desenvolvidas para acabamentos e
decorações. Na redução da quantidade de ferro, silício e outras impurezas, uma série de ligas
decorativas1 foram criadas. Como exemplos temos 5053 e 5252 e as ligas 5x57 como 5357, 5457
e 5657.
As ligas alumínio-magnésio têm uma ampla faixa de resistência, boa plasticidade e
soldabilidade e alta resistência a corrosão. Uma propriedade proeminente das ligas de alumínio-
magnésio é a boa soldabilidade quando, no processo, o arco de solda é protegido por uma
atmosfera de argônio, formando uma liga de alta resistência.
1
Impurezas como ferro e silício são especialmente requeridas para promover o brilho caracteríestico das ligas
de alumínio para acabamento.
13
FIGURA 5-7
Diagrama de fases alumínio-
magnésio. [After K. R. Van Horn
(ed.), “Aluminum”, vol. 1 , American
Society for Metals, 1967, pág. 375.]
Estrutura
O magnésio, na maioria das ligas alumínio-magnésio está presente em solução sólida.
Entretanto, quando a concentração de magnésio nas ligas de Al-Mg excede, aproximadamente,
3,5%, Mg2Al3 pode precipitar a temperaturas baixas no tratamento térmico ou no resfriamento lento
a partir de elevadas temperaturas. Como exemplo, temos a liga 5086, que contém 4% Mg é
o
trabalhada a frio e aquecida em torno de 120 a 180 C. Nesta liga uma contínua rede de Mg2Al3
pode precipitar nos contornos de grão (Fig. 5.8). Esta estrutura é indesejável uma vez que pode
tornar a liga susceptível a trinca por corrosão sob tensão em condições adversas. É então mais
14
desejado, neste tipo de liga, um alívio de tensões em altas temperaturas (i.e. 245oC) e com
processo cuidadoso origina uma dispersão de precipitados finos de Mg2Al3 na matriz da liga,
mostrado na Fig. 5-9.
Partículas de Mg2Si podem também estar presentes nas ligas Al-Mg comerciais
proporcional a quantidade de silício na liga, devido a baixa solubilidade do Mg2Si na presença de
excesso de magnésio. No caso das ligas de Al-Mg contendo cromo e manganês, outras fases
também são presentes, devido ao alto teor de ferro presente em todas as ligas comerciais de
alumínio puro.
FIGURA 5-8.
Liga 5086-H43, laminada a frio e estabilizada
de 120 a 177oC. Partículas indesejáveis de
Mg2Al3 formam uma rede de precipitados nos
contornos de grão; partículas grandes são
fases insolúveis. Este tipo de estrutura é
indesejável por ser susceptível, em algumas
condições, a trincas de corrosão sob tensão.
(After Metals Handbook, 8a ed., vol. 7,
American Society for Metals, 1972, pág. 244.)
FIGURA 5-9
Liga 5456, laminada a frio e com alivio de
tensões a 246ºC. O Mg2Al3 neste caso é
finamente distribuído sobre a matriz, e não
sendo contínuos pela rede de precipitados
nos contornos de grão. Este tipo de
estrutura é mais desejável e menos
susceptível a corrosão. Grandes partículas
são insolúveis na fase como Mg2Si
(escuro) e (Fe, Mn)Al6 (cinza). (After
Metals Handbook, 8a ed., vol. 7, American
Society for Metals, 1972, pág. 244.)
15
Propriedades Mecânicas
16
H38 42.000 37.000 7 77 24.000 20.000
5056 O 42.000 22.000 35 65 26.000 20.000
H18 63.000 59.000 10 105 34.000 22.000
H38 60.000 50.000 15 100 32.000 22.000
5082 H19 57.000 54.000 4
5083 O 42.000 21.000 22 67 25.000 22.000
H112 43.000 23.000 20 70 25.000 22.000
H321 46.000 33.000 16 82 28.000 22.000
H323 47.000 36.000 10 84 27.000
H343 52.000 41.000 8 92 30.000
5086 O 38.000 17.000 22 60 23.000 21.000
H32 42.000 30.000 12
H34 47.000 37.000 10 82 28.000 23.000
H112 39.000 19.000 14 64 23.000 21.000
5154 O 35.000 17.000 27 58 22.000 17.000
H34 42.000 33.000 13 73 24.000 19.000
H38 48.000 39.000 10 80 28.000 21.000
H112 35.000 17.000 25 63 22.000 17.000
5454 O 36.000 17.000 22 60 23.000 19.000
H34 44.000 35.000 10 81 26.000 21.000
H112 36.000 18.000 18 62 23.000
H311 38.000 26.000 14 70 23.000
5456 O 45.000 23.000 24 70 27.000 22.000
H24 54.000 41.000 12 31.000
H112 45.000 24.000 22 70 27.000
H311 47.000 33.000 18 75 27.000 24.000
H321 51.000 37.000 16 90 30.000 23.000
H323 51.000 38.000 10 90 30.000
H343 56.000 43.000 8 94 33.000
O primeiro trabalho desenvolvido em liga binária Alumínio-Cobre foi nos Estados Unidos
sobre a liga 2025, a qual contém aproximadamente 5,5% de Cu. Entretanto a liga 2025, introduzida
em 1926, está limitada ao uso para materiais forjados. A liga 2219, que contém 6,3% Cu e foi
desenvolvida em 1954, tem substituído em muitos casos a liga 2025. A liga 2219 apresenta maior
e mais alto campo de resistência, assim como uma boa soldabilidade, superior resistência a tensão
de corrosão e melhores propriedades a elevadas temperaturas.
A liga 2011 com 5,5% Cu, 0,4% Bi e 0,4% de Pb é usada quando boas características de
corte e de cavacos são necessárias para produção em altas velocidades nas máquinas de torno.
Esta liga é a liga básica de alumínio para máquinas de tornos e é usada como referência padrão
para a usinabilidade destas ligas de alumínio. A tabela 5.10 lista a composição química de ligas
cobre-alumínio trabalhadas e suas aplicações.
17
Ligas Binárias Alumínio-Cobre
o
1. Solução tratada termicamente no campo da fase da solução sólida-α (aprox. 515 C)
2. Temperada até temperatura ambiente ou abaixo desta
o
3. Envelhecida artificialmente entre as temperatura de 130 à 190 C
1.Tratamento térmico da solução. A liga Al-4%Cu deve ser primeiramente aquecida até
aproximadamente 515oC para permitir que os átomos de cobre e de alumínio difundam-se
aleatoriamente em uma solução sólida uniforme. A liga neste estágio consiste em uma solução
sólida α. Esta primeira fase do tratamento térmico para endurecimento por precipitação é
algumas vezes chamada de solubilização.
18
2.Têmpera. Depois de a solução estar tratada termicamente a liga é temperada (resfriamento
rápido) em água para a temperatura ambiente. Este tratamento produz uma solução sólida
supersaturada de cobre no alumínio. A liga Al-4%Cu, nestas condições, não é estável e tende a
formar fases metaestáveis de mais baixa energia do sistema. A força motriz para a precipitação
da fase metaestável é o estado de alta energia da solução sólida supersaturada instável do
cobre no alumínio.
FIGURA 5.10
Diagrama de fase Al-Cu com final
rico em alumínio. [After K. R. Van
Horn (ed.), “Aluminium,”vol. 1,
Americam Societ for Metals, 1967, p.
372.]
Zona GP1. A Zona GP1 é formada a mais baixas temperaturas (i.e.,abaixo de 130oC) e são
criadas pela segregação de átomos de cobre em solução sólida supersaturada na liga Al-Cu. A
Zona GP1 consiste em discos de uns poucos átomos finos (4 a 6 Å de espessura) e com
aproximadamente 80 a 100 Å de diâmetro, formando planos cúbicos {100} na matriz. Até o
19
momento não se sabe sobre a estrutura verdadeira da zona GP1, mas análises recentes de
Dalgren indicam que a zona GP1 contém baixo percentual em cobre.
Uma vez que o cobre tem o diâmetro, aproximadamente 11% menor do que os átomos de
alumínio, o parâmetro de rede cúbica da zona é menor do que da matriz, havendo então uma
estrutura tetragonalmente tensionada. A zona GP1 pode ser detectada por microscopia eletrônica
por causa da associação entre os campos tensionados, como mostra a figura 5.11a. Estas zonas
impedem o movimento das discordâncias, gerando aumento da dureza e diminuição da ductilidade
da liga Al-4%Cu, como indicado na figura 5.12.
θ”). Como no caso da zona GP1, a zona GP2 tem uma estrutura tetragonal e são
Zona GP2 (θ
coerentes com os planos da matriz {100} na liga Al-4%Cu ou tipos similares. Nos primeiros
estágios de sua formação, acredita-se que as zonas GP2 contêm baixo percentual de cobre
(menos que 17% Cu). Com o aumento do tempo de envelhecimento na temperatura de 130ºC, o
conteúdo de cobre aumenta, assim como seu tamanho. O tamanho do campo da zona GP2 está
entre 10 e 40 Å de espessura e entre 100 e 1000 Å de diâmetro. A figura 5.11b mostra as zonas
GP2 coerentes na liga Al-4%Cu. O parâmetro de rede “c” nos primeiros estágios de
envelhecimento é 8,08 Å e diminui para 7,65 Å a medida em que as zonas vão crescendo em
estágios posteriores de envelhecimento. Dahlgren acredita que ocorrem estas mudanças porque
as zonas tornam-se ricas em cobre. A zona GP2 adiciona um aumento na dureza da liga Al-4%Cu
quando envelhecida em temperaturas entre 130ºC e 190ºC, como mostrado na figura 5.12.
Fase θ'. O superenvelhecimento da liga Al-4%Cu ocorre quando forma-se uma fase
completamente incoerente e metaestável em significantes quantidades, fase θ’. Esta fase nucleia
heterogeneamente, especialmente nas discordâncias. O tamanho da fase θ’ depende do tempo e
da temperatura de envelhecimento e alcança um tamanho entre 100 a 6000 Å ou mais no diâmetro
e com espessura de 100 a 150 Å. Esta fase tem estrutura tetragonal, mas com uma redução do
parâmetro “c” para 5,80 Å. A figura 5.11c mostra os precipitados θ’ na liga Al-4%Cu depois de três
dias de envelhecimento a 200ºC. Quando esta fase aparece sozinha, a liga está em condições de
superenvelhecimento, como indicado na figura 5.12.
20
Solução sólida supersaturada → zona GP1 → zona GP2 (fase θ”) → θ’ → θ (CuAl2)
FIGURA 5.11
Liga Al-4%Cu com microestrutura
envelhecida. (a) Al-4%Cu, aquecida em
540ºC, resfriada em água e envelhecida 16
hs a 130ºC. As zonas GP têm se formado
como planos paralelos no plano {100} numa
matriz cúbica de face centrada e sendo neste
estágio átomos finos de aproximadamente
100 Å de diâmetro. Somente planos
dispostos horizontalmente em uma
orientação cristalográfica são visíveis.
(Micrografia eletrônica de 1.000.000 X.) (b)
Al-4% Cu, solução tratada termicamente a
540ºC, resfriada em água e envelhecida por
um dia a 130ºC. Nesta micrografia de finas
lâminas de metal mostram-se campos de
deformação impostos pela zona GP2,
coerente. As regiões escuras que circundam
as zonas mais claras são causadas por
(b)
(c)
estável, a qual se forma por nucleação heterogênea e crescente. (Micrografia eletrônica com 25.000 X.)
(After J. Nutting and R. G. Baker, “The Microestruture of Metals” Institute of Metals, 1965, pp. 695 e 67.)
21
FIGURA 5.12
Correlação estrutura e dureza da liga Al-4%
o o
Cu envelhecida em 130 C e 190 C. [After J.
M. Silcock, T. J. Heal, e H. K. Hary, J.
Inst.Met. 82 (1953-54):239, como
apresentado em K. R. Van Horn (ed.),
“Aluminium,” vol. 1, American society for
Metals, 1967, p. 123.]
FIGURA 5.13
Micrografia por transmissão eletrônica da liga
2219 em solução tratada termicamente e em
condições de envelhecimento artificial. A
estrutura mostra precipitados relativamente
grosseiros. (Cortesia da Aluminium Company
of América Resech Laboratóries)
Importantes ligas trabalháveis alumínio-cobre, em uso atualmente, são as ligas 2025, 2219
e 2011. A primeira liga binária alumínio-cobre trabalhável desenvolvida foi a liga 2025 nos Estados
Unidos, que contém 4,5% Cu, 0,7% Mn e 0,8% Si. A liga 2025 está sendo usada ativamente até
hoje para uma extensão limitada de forjados, mas tem sido substituída em muitas aplicações pela
liga 2219.
A liga 2219, introduzida em 1954, contém 6,3% Cu, 0,3% Mn, 0,25% Zr, 0,1% V e 0,06%
Ti. Esta liga tem um grande alcance de resistência (25 a 69 ksi), boa soldabilidade, boa resistência
a corrosão sob tensão e excelentes propriedades a elevadas temperaturas para uma liga de
alumínio. A estrutura da liga 2219 nas condições de endurecimento por envelhecimento é
22
mostrada na figura 5.13 e consiste essencialmente de precipitados θ”. O excesso de CuAl2, θ, que
não é dissolvido durante o tratamento térmico de solução (máxima solubilidade do Cu no Al é
5,65%) se mantém essencialmente, sem mudanças durante o aquecimento e resfriamento e é
esperado um aumento na resistência da liga.
As propriedades mecânicas das ligas 2025 e 2219 são listadas na tabela 5.11. Pelo
tratamento termomecânico apropriado, o limite de resistência a tração da liga 2219 pode ser
aumentada para 69 ksi. O aumento da precipitação na liga pode ser produzido por endurecimento
por deformação depois do tratamento térmico e antes do envelhecimento artificial. O aumento da
densidade de precipitado causado por endurecimento por deformação é refletido no aumento de
resistência obtida no tratamento T8 da liga 2219.
23
FIGURA 5.14
Comportamento da tensão de ruptura
o
da liga trabalhada de alumínio a 400 F
o o o
(204 C) e 600 F (315 C). (After W. A.
Anderson in “Precipitation from Solid
Solution,” American Society for Metals,
1959, p. 199)
24
aeronaves
2618 2,3 1,6 0,18 Si - 1,0Ni Mecanismos de aeronaves,
- 1,1Fe - 0,07Ti temperaturas a 238ºC
Estrutura
A adição de Mg para as ligas de Al-Cu acelera e intensifica o endurecimento por
precipitação na liga de Al-Cu. Apesar de ter sido uma das primeiras ligas a ser descoberta, os
detalhes dos processos de precipitação das ligas Al-Cu-Mg não são completamente entendidos. A
seqüência de precipitação geral para essas ligas acredita-se ser:
(b)
(a)
(C)
FIGURA 5-15
Micrografia eletrônica de transmissão da liga 2024. (50.000 X). (a) liga 2024-T6 foi solubilizada, temperada e
envelhecida por 12 horas a 190°C. A estrutura consiste de zonas GP e placas grosseiras de S’. (b) a liga
2024-T81 foi solubilizada, temperada, deformada 1,5% e envelhecida durante 12 horas a 190°C. A estrutura
consiste de zonas GP e placas S’ na qual são menores e mais numerosas que em a. (c) a liga 2024-T86 foi
solubilizada, resfriada, laminada a frio 6%, envelhecida por 12 horas a 190°C. A estrutura consiste de zonas
GP e pequenas placas de S’. As placas são mais finas e numerosas que em b {After H. Y. Hunsicker in K. R.
Van Horn (ed.), “aluminium”, vol.1, American Society for Metals, 1967, p.150}
25
Acredita-se que as zonas GP são formadas em estágios anteriores ao envelhecimento a
baixas temperaturas, porém sua forma e tamanho não são firmemente estabelecidos. As zonas
consistem de átomos de Cu e Mg coletados nos planos {110}Al . A aceleração do processo de
envelhecimento natural nas ligas de Al-Cu, pela adição de Mg, pode ser feito em parte com um
acréscimo na taxa de difusão feito possivelmente pela compensação dos maiores átomos de Mg
em relação aos menores átomos de Cu. Os átomos de Mg também poderiam aliviar algumas
tensões associadas com os átomos de Cu no Al (fig. 5.11). O efeito dos átomos de Mg, entretanto,
podem ser acelerados nas zonas de crescimento.
O mecanismo da precipitação de S` é firmemente estabelecido, uma vez que, a fase
metaestável S`é incoerente e pode ser facilmente detectada por microscopia eletrônica. Wilson e
Partridge tem mostrado que S´ é nucleado heterogeneamente nas discordâncias e cresce como
ripas nos planos {210}Al na direção <001>. O precipitado S`, formado por tratamento térmico de
solubilização de uma chapa da liga 2024 a 493°C resfriada em água a temperatura ambiente,
envelhecida durante 12 horas a 190°C como mostra a figura 5.15a. Uma vez que a fase S` é
nucleada heterogeneamente nas discordâncias, aumentando o número de discordâncias pelo
trabalho a frio, conseqüentemente, aumentará a densidade das ripas S´. Pela introdução de 1,5%
de trabalho a frio, após tratamento de solubilização e antes do envelhecimento a 190°C, a
densidade de precipitados S´ neste caso foi acrescida (fig. 5.15b) . Com maior trabalho a frio (6%)
entre tratamento de solubilização e envelhecimento a 190°C, o precipitado S` é mais refinado e a
densidade aumenta (fig. 5.15c) .
Propriedades mecânicas
As propriedades mecânicas das ligas Al-Cu-Mg trabalhadas mais comuns são listadas na
tabela 5.13. A tensão de resistência da liga 2014 varia de 27 ksi, na condição recozida, à 70 ksi no
26
tratamento T6. A liga 2024 pode ser endurecida por envelhecimento para 75 ksi se um
endurecimento por deformação for introduzido entre o tratamento de solubilização e o
envelhecimento.
As propriedades das ligas Al-Cu-Mg trabalhadas e tratadas termicamente são grandemente
afetadas pela temperatura de solubilização, como ilustrado pelas propriedades de resistência de
endurecimento por precipitação da liga 2014 no tratamento T4 e T6, conforme figura 5.16. Se a
temperatura de solubilização é baixa, as fases de endurecimento não são completamente
dissolvidas antes do resfriamento e, entretanto, mais baixas tensões de resistência serão obtidas,
uma vez que a densidade de precipitados será mais baixa. Se a temperatura de solubilização é
muito alta, a fusão de algumas das fases com baixas temperaturas de fusão irá ocorrer, resultando
no decréscimo de resistência e ductilidade. Para as ligas Al-Cu-Mg, o tratamento térmico
normalmente praticado a nível comercial é solubilização a uma temperatura 5°C mais baixo que o
menor ponto de fusão eutético.
FIGURA 5.16
Efeitos da temperatura de solubilização das propriedades de resistência sob tensão de uma chapa das ligas
2014-T4 e 2014-T6. (After W. A. Anderson in “Precipitation from Solid Solution”, American Society for Metals,
1959, p. 166.)
27
FIGURA 5-17
Características de envelhecimento de uma chapa de alumínio de liga 2014. Dados do eixo horizontal: Tempo
de envelhecimento em horas. Todos têm a mesma escala. {After H. Y. Hunsicker in K. R. Van Horn (ed.),
“aluminium”, vol.1, American Society for Metals, 1967, p.147}
psi
Alongamento
% em 2 pol.
Tempo de envelhecimento, h
FIGURA 5-18
Características de envelhecimento a temperaturas elevadas de uma chapa de liga 2024. {After H. Y.
Hunsicker in K. R. Van Horn (ed.), “aluminium”, vol.1, American Society for Metals, 1967, p.149}
28
O efeito do envelhecimento na temperatura 120 a 205°C, nas propriedades de resistência
sob tensão da liga 2014 solubilizada e resfriada, são mostradas na figura 5.17. Percebe-se que
para cada temperatura o endurecimento por precipitação é muito rápido, e a temperaturas acima
de 120°C ocorrerá rapidamente um superenvelhecimento. O ótimo desempenho para
envelhecimento industrial da liga 2014 é alcançado entre 8 e 12 horas a 170°C.
A taxa e quantidade de endurecimento por precipitação pode ser significantemente acrescido
em algumas ligas pelo trabalho a frio após resfriado, ao passo que, em algumas outras ligas pouco
ou nenhum endurecimento é notado. A liga 2024 é particularmente sensível ao trabalho a frio entre
o resfriamento e o envelhecimento, como é mostrado pelo acréscimo da densidade de precipitação
da fase S`, conforme figura 5.15. O efeito do trabalho a frio entre resfriamento e envelhecimento
das propriedades de resistência sob tensão da liga 2024 é mostrado na figura 5.18. A liga 2024-T6
tem tensão de escoamento de 57 ksi, mas com 6% de trabalho a frio introduzido entre resfriamento
e envelhecimento a tensão de escoamento será elevada a 71 ksi.
29
tubulações
6101 0,6 0,5 Condutores de alta resistência
6151 0,6 0,9 0,25 Moderada resistência de forjamentos
para máquinas automotivas
6162 0,9 0,6 Estruturas que necessitam moderada
resistência
A primeira liga de Al com constituintes de Mg2Si balanceados, foi a 6053, a qual foi
desenvolvida na década de 30 e contém 2% Mg2Si e 0,25% Cr. Esta liga foi seguida pela 6061 a
qual é também uma liga com conteúdo balanceado de 1,5% Mg2Si e 0,25% de Cr, e 0,27% de Cu.
A liga 6061 é uma liga estrutural com resistência intermediária. Usada em grande parte hoje, é uma
das mais importantes ligas de alumínio. As ligas de Al-Mg-Si de alta resistência tal como a 6066 e
a 6070 com mais alto conteúdo de Si foram introduzidas em 1960.
Para facilitar a extrudabilidade de vários formatos, a liga 6066 com mais baixa resistência, foi
desenvolvida, a qual contém em torno de 1% de Mg2Si. Esta liga pode ser resfriada durante ou
depois da operação de extrusão, evitando assim, a expansão do tratamento de solubilização. As
variações da liga 6063 tal como 6463 tem sido desenvolvidas para melhores características de
acabamento. Na liga 6463 o nível de Fe é mantido tão baixo que o brilho do Al será melhorado
após a anodização.
Estrutura
O sistema de endurecimento por precipitação na liga de Al-Mg-Si é possível pelo decréscimo
na solubilidade sólida dos compostos intermetálicos Mg2Si conforme a temperatura diminui. A
figura 5.19 mostra uma seção vertical binária do sistema ternário Al-Mg-Si na composição Mg2Si.
Como visto na figura 5.19, uma liga ternária pseudobinária eutética é formada entre a solução
sólida de Al e Mg2Si. A solubilidade de Mg2Si no Al decresce de 1,85% a temperatura eutética
para, aproximadamente, 0,1% a temperatura ambiente. As ligas que contém aproximadamente
0,6% ou mais de Mg2Si mostram um acentuado endurecimento por precipitação.
30
FIGURA 5.19
Seção binária, diagrama de fase
Al-Mg2Si. {After “Physical
Metallurgy of Aluminium Alloys”,
Amerivan Society for Metals,
1949, p. 78.}
FIGURA 5.20
A liga de Al-1,3%Mg2Si solubilizada a
565°C, resfriada e envelhecida por 24
horas a 160°C para produzir uma condição
de endurecimento por precipitação; a
estrutura consiste de zonas GP e
precipitados β’. {After W. F. Smith, Metall.
Trans. 4 (1973):2435.}
Se uma liga de Al-Mg-Si contendo 1,3% em peso de Mg2Si é solubilizada a 565°C, resfriada
em água, envelhecido a 160°C, formam as zona GP que possuem formato acicular que são
orientadas nas direções <001> da matriz. Quando o máximo de resistência é alcançado durante o
envelhecimento a 160°C por 24 horas, uma alta densidade de precipitado ß’ é formado, com
algumas agulhas curtas sendo observadas. (figura 5.20). Reaquecendo a liga endurecida ao
máximo de Al-Mg-Si por 15 min a 275°C, é observado um crescimento das agulhas ß’, como é
observado na figura 5.21.
31
FIGURA 5.21
A liga de Al-1,3% Mg2Si endurecida por
precipitação pelo envelhecimento a 24 horas
a 160°C. Reaquecida 15 minutos a 275°C;
estrutura mostra agulhas grosseiras dos
precipitados ß’. {After W. F. Smith, Metall.
Trans. 4 (1973):2435.}
Uma vez que uma coerência na deformação não é observada nas zonas GP ou nos
estágios de precipitação da transição ß’, têm sido constatado que o acréscimo na resistência da
liga Al-Mg-Si é atribuída ao aumento da energia requerida para as discordâncias quebrarem as
ligações Si-Mg quando elas passam através dos precipitados.
32
T9 58,000 55,000 10 120 35,000 13,000
T4, T451 42,000 27,000 20 60 22,000 13,000
T6, T651 49,000 43,000 13 95 29,000 13,000
O 16,000 6,000 30 28 11,000
T6 39,000 33,000 13 82 26,000
Propriedades Mecânicas
33
( a)
FIGURA 5.22
(b)
Características de envelhecimento de uma chapa
de alumínio da liga 6061 {After H. Y. Hunsicker in
K. R. Van Horn (ed.), “aluminium”, vol.1, American
Society for Metals, 1967, p.147}
(c)
Resistência à corrosão
34
benefício do efeito do cromo, ele acrescentou grande melhora na resistência a corrosão sob tensão
da lâmina feita dessa liga. Liga 7075 contém 5,6% Zn, 2,5% Mg, 1,6% Cu e 0,30% Cr. A
modificação da mais alta resistência da 7075, foi desenvolvida a liga 7178 em 1951 e contém mais
altos níveis de Zn, Mg e Cu. A mais alta resistência da liga na produção comercial, 7001, era
introduzida em 1960 e contém 7,4% Zn, 3,0% Mg e 2,1% Cu.
Ligas Alumínio-zinco-magnésio, sem cobre (menos que 0,1%), têm sido desenvolvidas
com resistência intermediária e são soldáveis. Ligas como 7004 e 7005 são usados em estruturas
de caminhões, carro reboque, pontes portáteis e carros ferroviários. A tabela 5.16 lista as
composições químicas e aplicações típicas das ligas Al-Zn-Mg e Al-Zn-Mg-Cu.
Estrutura
LIGAS Al-Zn-Mg. Ligas Al-Zn-Mg trabalhadas são reforçadas por reações de precipitação durante
o envelhecimento depois do tratamento térmico e resfriamento. A seqüência de precipitação no
envelhecimento da solução sólida supersaturada é geralmente reconhecido por ser:
As zonas GP são incoerentes com a matriz e têm forma esférica. A energia interfacial da
zona GP no sistema Al-Zn-Mg é tão baixa que uma alta densidade de pequenas zonas (~30 Å)
pode ser produzido a baixas temperaturas (e.g., 20 a 120oC). A fase intermediária metaestável
semicoerente η’ tem sido descrita como célula unitária monocíclica, enquanto que a fase de
equilíbrio incoerente, MgZn2, η’, é hexagonal.
35
A mais alta resistência obtida da liga Al - 5% Zn - 2% Mg é encontrada por estar associada
com alta densidade de pequenas zonas GP, como é produzida por envelhecimento duplex primeiro
o o
por 5 dias a 20 C e então por 48 h a mais alta temperatura de 120 C. A estrutura da matriz
formada por este tratamento consiste na mais alta densidade de pequenas zonas GP e não mostra
evidências de precipitados da fase semicoerente intermediária (Fig. 5.23a). O primeiro estágio do
envelhecimento duplex cria uma alta densidade das pequenas zonas GP estáveis com pequena
distribuição de tamanho. O envelhecimento a altas temperaturas do segundo estágio dissolve
algumas das pequenas zonas, mas muitos outros crescem largamente da mais extensa a menor
zona (Ostwald ripening). Neste caminho, a mais alta densidade da pequena zona GP é formada a
altas temperaturas.
o
Por envelhecimento duplex a liga Al – 5% Zn – 2% Mg a altas temperaturas (16h a 80 C
o
mais 24 h a 150 C), uma estrutura de precipitados grosseiros é produzida, como pode ser vista no
tamanho do precipitado no contorno de grão na Fig. 5.23b. Único estágio de envelhecimento desta
liga por 24h a 150oC produz uma fina dispersão dos precipitados intermediários η’ com largas
zonas livre de precipitados (Fig.23c). A liga nesta condição tem uma baixa resistência de 40 ksi
quando comparado a 51 ksi de 20oC mais 120oC do material envelhecido por envelhecimento
duplex. O aumento da resistência dessas ligas com maior densidade das zonas GP é atribuído ao
acréscimo da resistência ao movimento das discordâncias aumentado pela alta força de ligações
atômicas existentes nestas zonas. O movimento das discordâncias é mais fácil através dos
espaçamentos entre os precipitados semicoerentes intermediários, η’.
LIGAS Al-Zn-Mg-Cu. A adição acima de 2% de Cu para as ligas Al-Zn-Mg não parecem mudar
seus mecanismos de precipitação. Durante a formação da zona, o cobre nas ligas Al-Zn-Mg-Cu
aparecem uniformemente distribuídos. Cobre na zona GP, entretanto, aumenta sua estabilidade,
assim como fazendo com que estas zonas existam a altas temperaturas quando comparadas a liga
Al-Zn-Mg. O cobre reforça a liga Al-Zn-Mg primariamente por solução sólida, mas também fazendo
algumas contribuições no reforço por precipitação.
Microestruturas das ligas 7075 (uma das mais importantes da série 7xxx) completamente
endurecidas e em condições de superenvelhecimento são mostrados na Fig. 5.24. Nas condições
de completo endurecimento por envelhecimento (T651), as zonas GP são menores ou iguais a 75
Å com alguns η’ (~150 Å) também presentes (Fig. 5-24 a). As partículas mais escuras são
precipitados ricos em cromo que são encontrados em muitas ligas Al-Zn-Mg-Cu. Depois do
o
superenvelhecimento do material T651 a 170 C por 9 h para produzir o T7351, a microestrutura
consiste em η’ (100 a 300 Å) e η (400 a 800 Å) (Fig. 5-24b).
Como no caso da liga Al-Zn-Mg, superenvelhecimento e precipitados grosseiros resultam
em mais baixa resistência. Por exemplo, o material 7075-T651 tem tensão de resistência
36
resultando a 76,7 ksi e escoamento (0,2%) de 66,4 ksi, enquanto o 7075-T7351 possui
precipitados η + η’ resulta em tensão de 63,7 ksi e uma resistência ao escoamento 54,3 ksi.
FIGURA 5.23
Microestruturas das ligas Al – 5% Zn – 2% Mg
envelhecidas por diferentes tratamentos térmicos
para produzir diferentes estruturas de precipitados.
(a) Liga envelhecida por 5 dias a 20oC ksi mais 48 h
o
a 120 C (UTS = 51 ksi). Estrutura consiste em
apenas zonas GP. (b) Liga envelhecida por 16 h a
o o
80 C mais 24 h a 150 C (UTS = 49 ksi). Estrutura
consiste em zonas GP e possivelmente algumas η’.
o
(c) Liga envelhecida por 24 h a 150 C (UTS = 40
ksi). Estrutura consiste em η’. (micrografias de
transmissão por elétron). [After W. F. Smith and N.
J. Grant, Metall. Trans. L (1970):979.]
Propriedades Mecânicas
37
série 7xxx de alta resistência. Liga 7075, como é uma das mais comumente usadas na série 7xxx,
tem mais baixos níveis de zinco, magnésio e cobre (5,6% Zn, 2,5% Mg e 1,6% Cu) e tem tensão de
resistência máxima de 83 ksi com 11% de elongação quando tratado termicamente para o T651.
Essas altas resistências são atribuídas a altas densidades da zona GP e precipitados η’ que
podem ser desenvolvidos nestas ligas por tratamentos de envelhecimento duplex.
As características de envelhecimento artificial das lâminas de 7075 são mostradas na Fig.
5.25. Para a redução do tempo de forno do envelhecimento artificial, tem sido desenvolvido
tratamento de envelhecimento duplex por tempo mais curto. Em um envelhecimento prático, lâmina
7075 é envelhecida por 4 h a 100oC mais 8 h a 157oC, enquanto outros são usados em 3 horas a
120oC mais 3 horas a 175oC. Nesse tratamento de envelhecimento, uma alta densidade das
pequenas zonas GP são nucleadas e crescem tanto que em uma alta temperatura de
envelhecimento, a densidade aumenta ao ponto de ficar retida.
Em contraste com a liga Al-Cu-Mg, trabalhadas a frio, as ligas Al-Zn-Mg e Al-Zn-Mg-Cu
entre resfriamento e envelhecimento não tem significativo endurecimento. A liga da série 7xxx não
responde favoravelmente a tratamentos de trabalho a frio e envelhecimento desde que elas sejam
endurecidas quase exclusivamente por formação de zonas e precipitados que nucleiam das zonas.
Assim, introduzindo grande quantidade de novas discordâncias por trabalho a frio depois de
tratamento térmico de solubilização e resfriamento, não são grandemente aceleradas na
precipitação da fase metaestável intermediária como é o caso das ligas Al-Cu-Mg.
38
FIGURA 5.24
Microestruturas da liga 7075 em (a) a T651
completamente endurecida e (b) a T7351 em
condições de superenvelhecimento. (a) 7075 – T651
em comdições de completo envelhecimento a
estrutura mostrada (menor 75 Å)e η’ (~15 Å) na
matriz e 700 Å zona livre de precipitado no contorno
de grão; partículas maiores são precipitados ricos em
cromo. (b) 7075 – T651 envelhecidas a 175oC por 9 h
para superenvelhecimento da têmpera T7351, com η’
(100 a 300 Å) e η (400 a 800 Å) na matrix e 900 Å
zona livre de precipitado no contorno de grão.
(Micrografia por transmissão de elétrons). [ After P.N.
Adler et al., Metall Trans. 3(1972): 319.]
(b)
39
FIGURA 5-25
Envelhecimento de lâmina fina da liga de
alumínio a 120 a 150oC. [After J. A. Nock, Jr.
In K. R Van Horn (ed.), “Aluminiun”, vol 1,
American Society for Metals, 1967, p. 153.]
40
coquilha
319 6,3 3,5 0,25 Componentes de uso geral produzidos por fundição em
coquilha, engrenagens e cilindros automotivos
333 9,0 3,5 0,5 Componentes de uso geral produzidos por fundição em
coquilha, engrenagens e construção civil
354 9,0 1,8 Componentes para indústria aeronáutica e fundidos com alta
resistência mecânica
Ligas Al-Si-Mg para Fundição
%Si %Cu %Mg %outro
F332 9,5 3,0 1,0 Pistões automotivos, componentes com resistência mecânica
a altas temperaturas
335 5,0 1,2 0,5 Componentes utilizados em altas pressões, quando é exigida
alta resistência mecânica, acessórios para construção civil e
acessório para fixação de aeronaves
C355 5,0 1,2 0,5 Fe<0,20 Similar a liga 355, porém mais dúctil e mais forte. Mesmas
aplicações e também na indústria aeroespacial.
356 7,0 0,3 Componentes com boa resistência e ductilidade, aplicações
na indústria automotiva em componentes estruturais de
caminhões como bloco cilíndricos e rodas. Componentes
estruturais para navios (aplicações em ambientes marítimos),
motor de popa, corpo de bombas e cilindros de
refrigeradoras, corpos de bombas e grades de sustentações
usadas em pontes, motor de popa.
A356 7,0 0,3 Similar a liga 356, porém mais dúctil e mais forte. Melhor
resistência a corrosão
357 7,0 0,5 Componentes para mísseis e projéteis, aeronaves, máquinas
e ventoinhas de alto desempenho para altas velocidades
A357 7,0 0,5 Be 0,05 Componentes para aeronaves, míssies e projéteis.
359 9,0 0,6 Componentes para aeronaves, míssies e projéteis, além de
outras aplicações estruturais
Ligas Al-Cu-Mg-Ni para Fundição
%Si %Cu %Mg %Ni
A332 12 1,0 1,0 2,5 Pistões para automóveis, pistões para uso em óleo diesel,
polias, roldanas e engrenagens para operações em elevadas
temperaturas
Fundição Sob-Pressão
Liga %Si %Fe4 %Mg %Cu
413 12,0 2,0 Componentes de fina espessura, como caixas e sustentação
do arame para máquina de escrever
A413 12,0 1,3 0,5 Idem a liga 413
C443 5,3 2,0 0,5 Componentes injetados com alta resistência a corrosão e
impacto
360 9,5 2,0 Uso geral. Peças para tampas e caixas.
A360 9,5 1,3 Uso geral (desde linha branca e decoração até indústria
380 8,5 2,0 3,5 aeroespacial)
A380 8,5 1,3 3,5
383 10,5 1,3 2,5
384 11,3 1,3 3,8
41
Ligas de alumínio-silício para fundição
As ligas de alumínio para fundição que tem como elemento de liga mais importante o
silício, tem uma grande aplicação industrial devido às superiores características de fundição. Estas
ligas apresentam, comparativamente, alta fluidez no estado líquido, excelente molhamento durante
a solidificação, boa resistência à fragilização à quente e, conseqüentemente, boa resistência a
formação de trincas a quente. O silício também tem a vantagem de não reduzir a boa resistência à
corrosão apresentada pelo alumínio, aumentando inclusive a resistência a corrosão em ambientes
mediamente ácidos.
As ligas de Al-Si não são consideradas como tratáveis termicamente devido à baixa
quantidade de silício que é solúvel em alumínio (no máximo 1,65% em peso) e, uma vez que o
silício vai reprecipitar a partir da solução sólida causando pequena dureza.
No diagrama de fases da liga Al-Si, apresentado na figura 5.26, pode-se observar que a
composição eutética forma-se com 12,6% Si.
FIGURA 5.26
Diagrama de Fase da Liga
Alumínio-Silício.
As mais importantes ligas binárias de alumínio e silício para fundição são a 443 (5,3% Si)
e a 413 (12% Si). A primeira pode ser processada em fundição em molde de areia ou em coquilha
e a segunda por fundição sobre pressão. Durante a solidificação da liga 443 (Al-5%Si) inicialmente
formam-se as dendritas, que são constituídas de alumínio quase puro. Os espaços entre estas
estruturas são então preenchidos com alumínio - silício eutético. Quando ocorre o resfriamento ela
42
se decompõe em alumínio quase puro e silício. Quando a taxa de solidificação é aumentada as
células dendríticas se tornarão menor. Esta relação é ilustrada na figura 5.27, que mostra
diferentes regimes de solidificação para a liga 443. Na figura 5.27a, a liga 443-F foi produzida por
fundição em areia com rápido resfriamento, o que resultou numa estrutura com células dendríticas
bastante extensas. A figura 5.27b a liga B443-F foi produzida por fundição em coquilha, com mais
rápido resfriamento, e obteve-se um menor tamanho da célula dendrítica. Utilizando-se a mesma
liga e taxa de resfriamento ainda maior, em fundição sob-pressão, observa-se um ainda menor
tamanho da célula dendrítica (Figura 5.27c).
(a) (b)
(c)
FIGURA 5.27
Liga para fundição 443 com diferentes regimes de solidificação. Note que o tamanho das células dendríticas
diminui conforme a aumenta da taxa de resfriamento. (a) Liga 443-F, produzida por fundição em areia com
rápido resfriamento, numa estrutura com células dendríticas bastante extensas. Estruturas interdendríticas:
silício (cinza escuro), Fe3SiAl12 (cinza médio) e Fe2Si2Al9 (formas agulhares cinza claro). (b) Liga B443-F,
produzida por fundição em coquilha com mais rápido resfriamento. Obteve-se um menor tamanho da célula
dendrítica. (c) Mesma liga e taxa de resfriamento ainda maior, fundição sob-pressão. Microestrutura com o
menor tamanho da célula dendrítica.
43
FIGURA 5.28
Microestrutura da liga Al-7%Si fundida em areia (a) sem a modificação e (b) com a modificação do
sódio. Note o refinamento na estrutura estética modificada. [After B. Chamber – lain and V. J. Zambek,
AFS Trans. 81 (1973): 322.]
FIGURA 5.29
Resistência à tração das ligas de Al-Si. (a) Resultados de ensaios com corpo de prova em formato de barras
com 0,5 polegadas de diâmetro fundido em areia com e sem modificação e (b) Corpos de prova em formato
de barras e fundidos em coquilha sob as mesmas condições. [After Metals Handbook, 1948 edition, American
Society for Metals, 1948, p. 805.]
44
FIGURA 5.30
Estrutura das fibras de silício em ligas modificadas observadas em microscopia eletrônica de varredura. (a)
2500x e (b) 12000x. [After M. G. day and A. Hellawell, J. Inst. Met. 95 (1967): 377.]
Um recurso bastante utilizado para refinar a estrutura eutética da ligas Al-Si fundidas em
areia é a adição pequenas quantidades de Sódio (0,025%). O sódio pode ser adicionado tanto na
forma metálica como na forma salina após a fundição, e aumenta consideravelmente a estrutura
eutética como demonstrado na figura 5.28 (Al-7%Si). A adição de 0,025% de sódio também
promove na liga o aumento da resistência a tração (observe a figura 5-29), formando
irregularidades nas fibras de silício eutético, conforme pode ser observado na figura 5.30.
45
FIGURA 5.31
Microestrutura da liga 356 (Al-7% Si
0,3% Mg) fundida e tratada termicamente
em diferentes condições. Ataque com HF
hidratado 0,5%. (a) Liga 356-T51,
fundida em areia e envelhecida
artificialmente. Os compostos angulares
em cinza escuro são silício, os
compostos pretos são Mg2Si, matriz de
alumínio com Si e Cu em solução sólida.
(b) Liga 356-F, modificada com 0,025 Na e fundida a areia. Dendritas e silício eutético nos interstícios. (c) Liga
356-T7 modificada com sódio na fundição em areia. Partículas globulares de Si e placas de Fe2Si2Al9.
(Cortesia de F. Krill, Kaiser Aluminium Co., and as in Metal Handbook, 8th ed. vol. 7, American Society para
Metals, 1972, p. 258)
A microestrutura da liga 356 em condições severas de fundição e tratamento térmico é
mostrada na figura 5.31. A taxa lenta de solidificação induz ao avanço das partículas de silício em
fundição em areia nos espaços interdendríticos na liga eutética Al-Si (figura 5.31a). Esta liga
envelhecida artificialmente em condições fundidas não mudam a microestrutura óptica, mas
produzem dispersões finas de precipitados metaestáveis que endurecem a liga.
Se a liga 356 é modificada pela adição de 0,025% Na no metal fundido, a estrutura eutética
fundida em areia é refinada e as partículas de silício no eutético são menores e com ângulos
menores. Este refinamento melhora as propriedades mecânicas e solidificam vagarosamente a liga
fundida em areia, mas o principal benefício está em melhorar as características de molhabilidade
nos moldes em areia e permanentes. Esta pequenas partículas de silício produzem baixa
interfência no fluxo do metal líquido durante a solidificação. Como resultado, a liga modificada por
sódio produz um acabamento superior e menos contração microestrutural entre as dendritas
quando comparado aos metais não modificados.
46
A figura 5.31b mostra a estrutura da liga 356 fundida em areia depois da modificação.
Quando a estrutura modificada é tratada termicamente, resfriada e superenvelhecida no tratamento
T7, partículas de silício aglomeram produzindo maiores partículas esferoidizadas (figura 5.31c).
Sabe-se que desde 1920, as placas e as agulhas constituintes de Al-Fe-Si reduzem a
resistência de ligas alumínio-silício fundidas (tabela 5-19). Reduzindo o nível de ferro da liga 356
para aproximadamente 0,10%, consideráveis aumentos na resistência pode ser alcançados.
TABELA 5.19 – Efeito da adição de ferro como impureza nas propriedades mecânicas da liga
Al-10%Si para fundição
Resistência à % Elongamento,
%Si %Fe Dureza, Bhn
Tração, psi em 2 polegadas
10,8 0,29 31.100 14,0 62
10,8 0,79 30.900 9,8 65
10,3 0,90 30.000 6,0 65
10,1 1,13 24.500 2,5 66
10,4 1,60 18.000 1,5 68
10,2 2,08 11.200 1,0 70
As ligas de alumínio e cobre de fundição têm sido quase totalmente substituídas por ligas
de Al-Si-Mg. As principais razões para esta substituição é que esta ligas têm propriedades
mecânicas pobres, menor resistência à corrosão e densidade específica mais alta que as ligas de
alumínio-silício.
FIGURA 5.32
Liga 242-T571, fundida em coquilha e envelhecida
artificialmente. A estrutura mostra lâminas espessas de
NiAl3 (cinza escuro) no meio do grão de Cu3NiAl6.
Partículas claras inseridas no grão são compostos de
CuAl2. Também presente Mg2Si em preto. (Cortesia de F.
Krill, Kaiser Aluminium Co., and as in Metal Handbook, 8th
ed. vol. 7, American Society para Metals, 1972, p. 258).
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FIGURA 5.33
Liga 242-T77, fundida em areia e termicamente tratada.
Os constituintes são os mesmos da microestrutura
apresentada na figura 5.32, mas as partículas de NiAl3 e
Cu3NiAl5 apresentam-se mais globulares. A precipitação
é causada pelo superenvelhecimento. (Cortesia de F.
Krill, Kaiser Aluminium Co., and as in Metal Handbook,
8th ed. vol. 7, American Society para Metals, 1972, p.
258).
Propriedades mecânicas
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319-T6 C 40 27 3,0
F332-T5 C 36 28 1,0
355-T6 C 42 27 4,0
C335-T61 C 44 34 3,0
356-T51 A 25 20 2,0
356-T6 A 37 24 3,5
356-T6 C 52 27 5,0
357-T6 C 47 43 5,0
359-T61 C 36 37 7,0
A332-T551 C 43 28 0,5
413 S 33 21 2,5
443 S 47 16 9,0
360 S 46 25 3,0
A360 S 48 24 5,0
380 S 48 24 3,0
A380 S 48 25 4,0
1 ksi = 6,89 Mpa
* After “ASM Databook” publicado em Met. Prog., vol.112, no. 01, mid June 1977; and “ASM
Databook,” publicado em Met. Prog., vol 114, no. 1, mid June 1978.
**A: fundição em areia; C: fundição em coquilha; S: fundição sob pressão.
Ligas Al – Li Comerciais
Visto que as ligas binárias de Al – Li tendem a ter baixas ductilidade e tenacidade a fratura,
foram produzidas ligas de Al – Li contendo Cu ou Cu e Mg, que fornecem precipitados finos e
homogêneos que aumentam a resistência da liga.
A tabela 5.21 lista a composição química de algumas ligas de Al – Li.
49
A liga 2090 foi desenvolvida para ser uma liga de alta resistência, com 8% mais baixa
densidade e 10% de aumento no módulo de elasticidade que a liga 7075 – T6, que é a liga de Al
com maior resistência, usada frequentemente em estruturas de aviões. A liga 2090 possui também
excelente soldabilidade e propriedades criogênicas e é própria para aplicações de formas
superplásticas. A liga 2091 foi desenvolvida para ser uma liga com tolerância de perdas, com 8%
de mais baixa densidade e 7% de maior módulo que a liga 2024 – T3. A resistência da liga 2091
não é tão alta que a da liga 2090 e, deste modo, é mais apropriado para estruturas secundárias. A
liga 8090 foi desenvolvida para ser uma liga com resistência média e tolerância de perdas, com
redução de aproximadamente 10% na densidade e aumento em 11% de módulo que as ligas 2024
e 2014.
Estrutura
Esta sequência apresenta-se por ter pouca ou nenhuma evidência para a formação de
zonas GP nos primeiros estágios da decomposição da solução sólida supersaturada das ligas Al–
Li. A fase primária metaestável delta (Al3Li) se forma rapidamente como um precipitado esférico
coerente na matriz da liga binária Al–Li. O reticulado constante do precipitado Al3Li está bem
combinado na matriz. Como resultado, a microestrutura de uma liga Al–Li depois de solubilizada
termicamente, resfriada e envelhecida por curtos tempos, abaixo da linha solvus δ´, é caracterizado
por uma distribuição homogênea de precipitados δ’ esféricos e coerentes. Estes precipitados
impedem a movimentação das discordâncias durante a deformação plástica, elevando com isso a
resistência da liga Al–Li. Precipitados homogêneos δ’ se mantêm coerentes após extensivo
envelhecimento. A baixa ductilidade e dureza da liga Al–Li, pode em parte, seguir por um
deslizamento não-homogêneo com as partículas esféricas Al3Li.
Durante o envelhecimento das ligas Al–Li, precipitações heterogêneas das fases de
equilíbrio delta (AlLi) também ocorrem, frequentemente nos contornos de grãos. As ligas Al–Li
consomem o Li da vizinhança das regiões dos contornos de grão e produzem zonas livres de
precipitados de Li em suas zonas adjacentes (ZLPs). As zonas ZLPs são mais frágeis do que a
matriz e podem promover a fratura intergranular.
Nas ligas comerciais de Al–Li, Cu ou Cu e Mg adicionados produzem precipitados semi-
incoerentes ou incoerentes tal como T1 (Al2CuLi), θ´ (CuAl2) ou S (Al2LiMg) para deslizamento
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homogêneo. A presença de pequenas quantidades de zircônio (~0,1%) pára a precipitação
intergranular e inibe a recristalização.
Propriedades mecânicas
Ligas comerciais de Al – Li possuem baixa densidade, alto módulo específico e excelentes
propriedades de fadiga e criogênicas. A resistência a fadiga superior da ligas Al–Li em comparação
as ligas aeronáuticas 2xxx e 7xxx é devido ao alto nível de proteção de pontas de trinca em
trajetórias curvas induzidas pela rugosidade, fechando as trincas. Porém, ligas de Al–Li perdem
sua vantagem na fadiga por ligas de Al com alta resistência tratadas termicamente quando sob
compressão e amplitudes variáveis de tensão.
Algumas das principais desvantagens do pico de envelhecimento das ligas Al–Li é a
reduzida ductilidade e tenacidade a fratura em uma curta direção transversal da placa e da chapa.
As ligas Al–Li também mostram extensas taxas aceleradas de fratura sob fadiga quando há
pequenas trincas na microestrutura. Estas desvantagens têm retardado seu uso para substituição
direta das ligas Al–Li para repor ligas convencionais. Apesar das desvantagens, muitas toneladas
dessa liga leve de Al-Li serão usadas na estrutura do novo transporte C-17. A tabela 5.22 lista
algumas propriedades mecânicas das ligas Al–Li 2090 e 8090 tratadas termicamente.
Nota-se que a resistência da liga 2090–T83 é similar ao da liga 7075–T6. Porém, a resistência da
liga 8090–T84 é consideravelmente menor se comparada a liga 7075–T6.
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Exemplo-Problema 5.1. Uma chapa de uma liga de Al é laminada a frio 20% para uma espessura de
2,75mm. A chapa, é em seguida novamente laminada a frio para 2,00mm. Qual é a porcentagem de trabalho
a frio?
Solução:
Espessurainicial − espessurafinal
%reduçãoàfrio =
espessurainicial
x − 2,75mm
= 0,20
x
x − 2,75mm = 0,20 x
x = 3,44mm
Podemos agora determinar a porcentagem total de trabalho a frio da espessura inicial para a
espessura final pela relação:
Exemplo-Problema 5.2. Se 0,500h são necessárias para uma liga 7075–T6 alcançar uma resistência de 172
Mpa à 230ºC e 100h à 190ºC para alcançar a mesma resistência, qual é a energia de ativação do processo
Q
em KJ/mol? Assuma que o processo obedece a equação de Arrhenius, Tempo = C exp , onde R =
RT
8.314 J/(mol.K) e T é em Kelvin.
Solução:
Q
exp
t1 RT 1
=
t2 Q
exp
RT 2
onde
t1 = 6000min
t2 = 30min
T1 = 190ºC = 463K
T3 = 230ºC = 503K
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600 Q 1 1
= exp −
30 8,314 463 503
ou
Q
ln(200) = (0,0021598 − 0,001988) = 5,298
8,314
Q = 256,400 J / mol = 256,4 KJ / mol
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