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1 UNIVERSIDADE FEDERAL DE SANTA CATARINA DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA FUNDAMENTOS DE ENGENHARIA DE MATERIAIS 5 PROFESSOR: ORESTES ALARCON Alumínio e Suas Ligas Estrutura e Propriedades Texto traduzido e adaptado de: SMITH, Willian F. Structure and Properties of Enginnering Alloys, 2nd ed.: Capther 5: Aluminium Alloys. New York: McGraw-Hill, Inc, s.d. Florianópolis – SC Abril 2003 Autores: Carlos Alberto B. Martins Claudio A. Treml Junior Fabiano Franquini Lindomeilo José de Souza Michel Marino Küchler 2 CAPÍTULO 5 – LIGAS DE ALUMÍNIO O alumínio aparece em segundo lugar no ranking atrás apenas do ferro e do aço no mercado dos metais. Em 1989 os Estados Unidos produziram 4,03 milhões de toneladas, com recipientes e embalagens abrangendo 26,6% do mercado e 19,1% para outros fins (Tabela 5.1). A Figura 5.1 mostra como a produção de alumínio nos Estados Unidos cresceu rapidamente a partir dos anos 70. O rápido crescimento da indústria do alumínio está atribuído unicamente a combinação das propriedades que fazem deste o mais versátil de engenharia e materiais de construção. O alumínio tem peso leve, porém algumas de suas ligas têm resistência tão alta quanto o aço estrutural. Têm boa condutibilidade elétrica e térmica e alta refletividade a luz e ao calor. Têm alta resistência à corrosão sob as mais altas condições de trabalho e é não-tóxico. O alumínio pode ser fundido e trabalhado em quase todas as formas e pode-se obter grande variedade de formas. Com todas estas propriedades apresentadas, não é surpresa que as ligas de alumínio vêm sendo de primordial importância para engenharia de materiais. 5-1 PRODUÇÃO DE ALUMÍNIO Redução O alumínio é um dos elementos metálicos mais abundantes na crosta terrestre, mas sempre ocorre no estado combinado com outros elementos como o Fe, Si e O. A bauxita, hidróxido de alumínio hidratado, é o principal minério utilizado pra a produção do alumínio. Sendo o óxido de alumínio puro extraído da bauxita através do processo Bayer. TABELA 5-1 - Consumo de alumínio recente por categoria de mercado* 1989 1988 Categoria de mercado Milhões de libra % de mercado Milhões de libra % de mercado % mudança 1988 - 1989 Edifício e construção 2,858 16,4 2,901 17,2 -1.5 Transporte 3,341 19,1 3,386 20,1 -1.3 Bens de consumo duráveis 1,222 7,0 1,296 7,7 -5.7 Elétricos 1,497 8,6 1,479 8,8 1.2 Maquinaria e equipamentos 976 5,6 959 5,7 1.8 Recipientes e embalagens 4,638 26,6 4,489 26,7 3.3 Outros 585 3,4 593 3,5 -1.3 Domésticos em geral 15,117 86,7 15,103 89,7 0.1 Exportação 2,336 13,4 1,734 10,3 34.7 Remessa líquida ajustada 17.453 100.0 16.837 100.0 3.7 3 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 5-2 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: Al2O3 +2NaOH → 2NaAlO2 + H2O (160 – 170ºC) Após a separação do resíduo insolúvel, constituído principalmente de óxido de ferro e sílica, a solução de alumínio é resfriada lentamente a 25 – 35ºC para precipitação do hidróxido de alumínio [Al(OH)3] de acordo com a reação NaAlO2 + 2H2O → Al(OH)3 + NaOH FIGURA 5-1 Histórico da produção da indústria de alumínio nos Estados Unidos e Canadá. 4 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 REFUSÃO E FUNDIÇÃO. O passo inicial para o processamento do alumínio é a operação de refusão. Primeiro, as fornalhas são carregadas com alumínio liquido vindo das células de redução ou com lingotes que são refundidos. Elementos de liga, lingotes de liga mestre e sucatas são adicionados conforme necessidade. O metal fundido, refundido na fornalha é limpo com a retirada da escória da superfície. No metal liquido retira-se também o fundente por escorificação ou com gás a base de cloro para remover o gás de hidrogênio dissolvido. Quando o gás a base de cloro forma bolha no metal líquido, o gás hidrogênio dissolvido é removido por ações químico- mecânicas. Após o metal estar limpo e desgaseificado é, então, separado e vazado. A forma do lingote como lâminas ou tarugos extrudados são usualmente fundidos em métodos de fundição direta em coquilha. Neste processo o metal fundido é liberado em um molde e solidificado, o fundo do molde é enfraquecido para que o metal possa ser continuamente fundido em lingotes de aproximadamente 14 pés de comprimento. O lingote possui seções de, aproximadamente, 18 por 64 polegadas. TARUGOS. No caso de lâminas de lingote, quase metade do metal é removido da superfície do lingote por estar em contato com rolos da conformação a quente. Este acabamento assegura a limpeza, polindo a superfície para a fabricação de chapas finas. PRÉ-AQUECIMENTO OU HOMOGENEIZAÇÃO. Os lingotes de liga laminados são aquecidos de 10 a 24h permitindo a difusão atômica para homogeneizar a estrutura vazada. Muitos constituintes também são adicionadas na solução sólida, assim como a liga 3003 rica em manganês. A 5 temperatura de pré-aquecimento deve ser mantida abaixo do ponto de fusão dos constituintes com menor ponto de fusão. LAMINAÇÃO A QUENTE. Os lingotes pré-aquecidos são reaquecidos à temperatura de laminação a quente e são laminados em quatro rolos de laminação reversos. As placas neste laminador são deformadas com espessura de 3 polegadas, então, são reaquecidas e mais adiante reduzidas de ¾ de 1 polegada em uma laminação intermediária. A redução é usualmente conduzida fora do processo de laminação a quente para produzir metal com 0,1 polegada de espessura. LAMINAÇÃO A FRIO. Depois do recozimento intermediário, o metal é laminado a frio até a espessura desejada. Tratamentos de recozimento intermediário podem ser requeridos. A quantidade máxima de redução que pode ser adquirida no simples passe através do laminador depende da liga e do tratamento da placa sendo laminada. A redução percentual pode variar entre 30 - 65%. O recozimento final das chapas finas pode ser necessário. Quando se deseja uma camada de óxido muito pequena, utiliza-se fornos especiais de atmosfera inerte. 5-2 CLASSIFICAÇÃO E DESIGNAÇÃO DOS TRATAMENTOS DAS LIGAS DE ALUMÍNIO Classificação ALUMÍNIO E LIGAS DE ALUMÍNIO TRABALHADOS. O sistema de quatro dígitos numéricos é usadopara identificar alumínio e ligas de alumínio trabalhados. O primeiro dígito indica o grupo da liga. O penúltimo dígito identifica a liga de alumínio ou a pureza do alumínio. O segundo dígito indica a modificação da liga original ou limites de impureza. A tabela 5.2 lista os grupos de ligas de alumínio trabalhadas. 6 TABELA 5.2 - Grupos de ligas de alumínio trabalhadas A l u m í n i o , 9 9 . 0 0 % m í n i m o 1xxx 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. TABELA 5-3 - Grupos de ligas de alumínio fundido Alumínio, 99.00% mínimo 1xx.x Grupos de ligas de alumínio por elemento de liga Cobre 2xx.x Silício, com adição de cobre e/ou magnésio 3xx.x Silício 4xx.x 7 Magnésio 5xx.x Zinco 7xx.x Titânio 8xx.x Outros elementos 9xx.x Séries não usuais 6xx.x Designação de Tratamento A designação de tratamento segue a designação de ligas e são separadas por um hífen. As subdivisões básicas do recozimento são representadas pela adição de um ou mais dígitos (Ex.: 3003-H14). DESIGNAÇÃO BÁSICA 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). SUBDIVISÕES DO ENDURECIMENTO POR DEFORMAÇÃO H1 Apenas endurecido por deformação. O grau de encruamento é indicado pelo segundo dígito e varia de 1/4 de dureza (H12) até a dureza total (H18), que é produzida com a redução de 75% de área. H2 Endurecimento por deformação e recozimento parcial. Percorrendo de H12 até H18 obtidos por recozimento parcial de materiais trabalhados a frio com resistência inicialmente mais alta que a desejada. A denominação das ligas é H22, H24, H26 e H28. H3 Endurecido por deformação e estabilizado. Tratadas por um superenvelhecimento, as ligas de alumínio-magnésio que são, encruadas e então aquecidas a baixa temperatura, aumentam a ductilidade e estabilizam as propriedades mecânicas. A denominação das ligas é H32, H34, H36 e H38. 8 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 TABELA 5-4 - Composições químicas e aplicações de ligas de alumínio puras comerciais. Ligas % de pureza % de Silício % de Ferro % de Cobre Aplicações 1050 99.50 0.25 0.40 0.05 Tubo bobinado, extrudado 1060 99.60 0.25 0.35 0.05 Equipamento químico, tanques de carros ferroviários 1100 99.00 1.0 Si + Fe 0.12 nom. Chapa fina de metal trabalhada 1145 99.45 0.55 Si + Fe 0.05 Lâminas para capacitores 1175 99.75 0.15 Si +Fe 0.10 Chapas finas refletoras 1200 99.00 1.0 Si + Fe 0.05 Tubo bobinado, extrudado; chapa de metal trabalhada 1230 99.30 0.7 Si + Fe 0.10 Revestimento de chapas fina e chapas grossas 1235 99.35 0.65 Si + Fe 0.05 Lâminas para capacitores; tubos 1345 99.45 0.30 0.40 0.10 1350 99.50 0.10 0.40 0.05 Condutores elétricos 5.3 ALUMÍNIO COMERCIALMENTE PURO Composição Química e Aplicações Típicas 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 9 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 hidratado. (After Metals Handbook, 8a ed., vol. 7, American Society for Metals, 1972, pág. 242). 10 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%. TABELA 5.5 - Propriedades mecânicas típicas do alumínio puro comercial Liga Recozimento limite de resistência à tração, psi limite de resistência elástica, psi Elongação, % Dureza, Bhn tensão de cisalhamento, psi resistência à fadiga, psi O 6.500 1.500 50 1199 H18 17.000 160.000 5 O 9.000 3.000 45 1180 H18 18.000 17.000 5 O 10.0004.000 43 19 7.000 3.000 H14 14.000 13.000 12 26 9.000 5.000 1060 H18 19.000 18.000 6 35 11.000 6.500 O 12.000 4.000 23 8.000 H14 16.000 14.000 10.000 EC H19 27.000 24.000 2,5 O 11.000 5.000 40 8.000 1145 H18 21.000 17.000 5 12.000 O 13.000 5.000 35 23 9.000 5.000 1100 H14 18.000 17.000 9 32 11.000 7.000 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.) 11 H18 24.000 22.000 5 44 13.000 9.000 5-4. LIGA DE ALUMÍNIO – MANGANÊS Composição Química e Aplicações Típicas 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. Tabela 5.6 - Composição química e aplicações da liga alumínio-manganês Ligas % Mn % Mg % Cu Aplicações 3003 1,2 0,12 Utensílios de cozinha, equipamentos químicos, cilindros de pressão, folhas serradas, ferramentas para construção 3004 1,2 1,0 Folhas serradas, tanques de estocagem, cilindros de pressão 3005 1,2 0,4 Produtos de construção civil, calhas 3105 0,5 0,5 Produtos de construção civil, calhas 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.) 12 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 tratamento por volta de 600o 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 A tabela 5.7 lista as propriedades mecânicas das ligas de alumínio-manganês-magnésio. A resistência da liga 3003 é de aproximadamente 3 a 4 Ksi maior que da liga 1100 (isto é, 3003-O tem um limite de resistência a tração de 16 Ksi comparado a 13 Ksi do 1100-O). A liga 3004 é reforçada pelo efeito do magnésio no endurecimento por solução sólida, então, este, na condição recozida, tem um limite de resistência a tração de 26 Ksi. Diversas ligas de baixa resistência, como 3005 e 3105, foram introduzidas em 1953 e 1960, respectivamente. Estas ligas têm desejáveis combinações de resistência, plasticidade e resistência a corrosão para aplicações na construção de produtos especiais. 5-5. LIGA DE ALUMÍNIO MAGNÉSIO: FIGURA 5.6 Liga 3003 (1,2% Mn) pré aquecida a 540oC, laminada a frio (80%), recozido a 343oC 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. 13 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 alumínio e uma grande diminuição da solubilidade do sólido (14,9% em peso a 451oC) 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. TABELA 5.7 - Propriedades mecânicas típicas de ligas de alumínio-manganês e alumínio- manganês-magnésio sem tratamento térmico Liga Têmpera Resistência à tração psi Limite de resistência elástica psi elongação % em 2 in Dureza Bhn tensão de cisalhamento psi resistência à fadiga psi 3003 O 16.000 6.000 30 28 11.000 7.000 H14 22.000 21.000 8 40 14.000 9.000 H18 29.000 27.000 4 55 16.000 10.000 3004 O 26.000 10.000 20 45 16.000 14.000 H34 35.000 29.000 9 63 18.000 16.000 H38 41.000 36.000 5 77 21.000 18.000 3005 O 19.000 8.000 25 12.000 H18 35.000 33.000 4 18.000 3105 H25 26.000 24.000 8 16.000 1 Impurezas como ferro e silício são especialmente requeridas para promover o brilho caracteríestico das ligas de alumínio para acabamento. 14 TABELA 5.8 - Composição química e aplicações da liga alumínio-magnésio Liga % Composição Aplicações 5005 0,8 Mg Peças, utensílios, enfeites arquitetônicos, condutores elétricos 5050 1,4 Mg Ferramentas para construção, enfeites de refrigeradores, tubos em espiral 5052 2,5 Mg, 0,25 Cr Chapas serradas, tubos hidráulicos, peças 5056 0,12 Mn, 5,1 Mg, 0,12 Cr Cabos revestidos, rebites para magnésio, telas metálicas 5083 0,7 Mn, 4,45 Mg, 0,15 Cr 5086 0,45 Mn, 4,0 Mg, 0,15 Cr Impróprio para cilindro de pressão; utilização marinha, automotiva, partes de aeronaves, criogênica, torre de TV, aparelhos de perfuração, componentes de mísseis, capas para couraças 5154 3,5 Mg, 0,25 Cr Estruturas soldadas, tanques para armazenamento, cilindros de pressão, serviços em água salgada 5252 2,5 Mg Automobilísticoe peças de enfeite 5254 3,5 Mg, 0,25 Cr Peróxido de hidrogênio e tanques de estoque químico 5356 0,12 Mn, 5,0 Mg, 0,12 Cr Eletrodo de solda, arame e eletrodos 5454 0,8 Mn, 2,7 Mg, 0,12 Cr Estruturas soldadas, cilindros de pressão, serviços marinhos, tubos 5456 0,8 Mn, 5,1 Mg, 0,12 Cr Estruturas soldadas de alta resistência, tanques de estocagem, cilindros de pressão, serviços marinhos 5457 0,3 Mn, 1,0 Mg Peças de enfeite (boa plasticidade em recozimento) 5652 2,5 Mg, 0,25 Cr Peróxido de hidrogênio e tanques de estocagem química 5657 0,8 Mg Peças de enfeite (bom brilho) 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 trabalhada a frio e aquecida em torno de 120 a 180oC. 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 FIGURA 5-7 Diagrama de fases alumínio- magnésio. [After K. R. Van Horn (ed.), “Aluminum”, vol. 1 , American Society for Metals, 1967, pág. 375.] 15 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, 8 a 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.) 16 Propriedades Mecânicas As propriedades mecânicas das ligas de alumínio-magnésio trabalhadas e não tratáveis termicamente estão listadas na tabela 5.9. O limite de resistência à tração das ligas comerciais alumínio-magnésio, recozidas, varia de 18 ksi, para liga 5005-O, e 45 ksi, para liga 5456-O. As ligas 5083-O e 5086-O têm uma leve redução na resistência (42 e 38 ksi, respectivamente) quando comparado a 5456-O. Produtos conformados da liga alumínio-magnésio estão sempre disponíveis no tratamento de recozimento do tipo O, e usualmente no tratamento H3. O tratamento H3 é geralmente usado em produtos endurecidos por deformação, uma vez que o tratamento H1 usualmente não é estável a temperatura ambiente. O tratamento H3 produz propriedades estáveis com altos níveis de elongação e melhores características plásticas. Embora as ligas de alumínio-magnésio sejam classificadas em não tratáveis termicamente, a quantidade de magnésio solúvel nas temperaturas de recozimento para as ligas Al-Mg, com mais que 4% Mg (como a 5083, 5086, 5056 e 5456), é maior que a retida em solução-sólida na temperatura ambiente. Como resultado, se estas ligas são severamente encruadas e mantidas por um longo tempo a temperatura ambiente, ocorrerá a precipitação de Mg2Al3 ao longo de bandas de deslizamento. Também, se estas ligas são expostas a altas temperaturas em condições de recozimento, a precipitação ocorrerá ao longo de contornos de grãos. Esta precipitação torna essas ligas susceptíveis a corrosão intergranular em ambiente corrosivo. Por esta razão, o tratamento H3xx tem sido desenvolvido para eliminar ou minimizar esta instabilidade, então essas ligas possuem alta resistência. TABELA 5.9 - Propriedades Mecânicas das ligas de alumínio-magnésio trabalhadas e não tratáveis termicamente Liga Trat. térmico limite de resistência à tração, psi limite de resistênci elástica, psi elongação % em 2 polegadas Dureza , Bhn tensão de cisalhamento, psi resistência à fadiga, psi 5005 O 18.000 6.000 30 30 11.000 H14 23.000 22.000 6 41 14.000 H34 23.000 20.000 8 41 14.000 H18 29.000 28.000 4 51 16.000 H38 29.000 27.000 5 51 16.000 5050 O 21.000 8.000 24 36 15.000 12.000 H34 28.000 24.000 8 53 18.000 13.000 H38 32.000 29.000 6 63 20.000 14.000 5052 O 28.000 13.000 25 47 18.000 16.000 H34 38.000 31.000 10 68 21.000 18.000 17 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 5.6- LIGAS COBRE-ALUMÍNIO Composições Químicas e Aplicações 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. 18 Ligas Binárias Alumínio-Cobre DIAGRAMA DE FASE. O Cobre é um dos mais importantes elementos de liga do alumínio e produzconsiderável resistência em solução sólida e com apropriado tratamento térmico pode formar um grande aumento da resistência pela formação de precipitados. A máxima solubilidade do cobre no alumínio ocorre com 5,65% Cu à temperatura eutética de 548oC (Fig. 5.10). A solubilidade do cobre no alumínio diminui rapidamente com a diminuição da temperatura de 5,65% Cu para menos de 0,1% Cu à temperatura ambiente. TABELA 5.10 - Composições químicas e aplicações das ligas alumínio-cobre* Liga % Cu % Mn % Outros Aplicações 2011 5,5 0,4 Bi; 0,4 Pb Produtos torneados 2025 4,5 0,8 0,8 Si Forjados e produtos aeroespaciais 2219 6,3 0,3 0,06 Ti; 0,10 V; 0,18 Zr Uso em estruturas em 660oF, alta resistência a soldagem para aplicações criogênicas e para partes de aeronaves 2419** 6,3 0,3 0,06 Ti; 0,10 V; 0,18 Zr Uso em estruturas em 660oF, alta resistência a soldagem para aplicações criogênicas e para partes de aeronaves e alta tenacidade à fratura *Depois “ASTM Databook,”publicado em Met. Prog., vol.116, no. 1, mid-June 1979. **Liga 2419 tem menor nível de ferro e silício do que a liga 2219. ENDURECIMENTO POR PRECIPITAÇÃO DA LIGA ALUMÍNIO-COBRE TRATADA TERMICAMENTE. Para alcançar o máximo efeito de endurecimento por precipitação (sem deformação a frio), a liga alumínio-cobre precisa ser: 1. Solução tratada termicamente no campo da fase da solução sólida-α (aprox. 515oC) 2. Temperada até temperatura ambiente ou abaixo desta 3. Envelhecida artificialmente entre as temperatura de 130 à 190oC Considere o endurecimento por precipitação da liga Al-4% Cu: 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. 19 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. 3.Envelhecimento. Se uma precipitação substancial da fase metaestável ocorrer à temperatura ambiente, é chamado envelhecimento natural. Entretanto, algumas ligas serão endurecidas por envelhecimento natural com uma resistência satisfatória a temperatura ambiente, enquanto a maioria das ligas devem ser endurecidas por envelhecimento a elevadas temperaturas, também chamado de envelhecimento artificial. No caso da liga Al-4%Cu a temperatura para endurecimento por envelhecimento artificial está geralmente entre 130 e 190oC. ESTRUTURA FORMADA DURANTE O ENVELHECIMENTO DAS LIGAS ALUMÍNIO-COBRE. No endurecimento por precipitação das ligas alumínio-cobre, cinco seqüências de estruturas podem ser identificadas: (1) solução sólidas supersaturada, (2) Zona GP1, (3) zona GP2, também chamada de fase θ”, (4) fase θ' e (5) fase θ, CuAl2. Nem todas estas fases ocorrem em todas as temperaturas de envelhecimento. As zonas GP1 e GP2 não existem logo acima de suas temperaturas solvus, e as fases θ’ e θ requerem uma temperatura de envelhecimento suficientemente alta para sua formação. 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 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.] 20 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. Zona GP2 (θθθθ”). Como no caso da zona GP1, a zona GP2 tem uma estrutura tetragonal e são 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 θθθθ'. 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. Fase θθθθ. Envelhecendo em temperaturas de aproximadamente 190ºC ou acima desta, por longos períodos, produzirá uma fase θ incoerente em equilíbrio, CuAl2. Esta fase tem uma estrutura tetragonal de corpo centrado, TCC, com a = 6,07 Å e c = 4.87 Å. A fase θ pode formar-se da fase θ” ou diretamente da matriz. A fase θ forma-se no excesso da fase θ’ e está presente quando a liga está em condições extremas de superevelhecimento, como indicado na figura 5.12. A seqüência geral da precipitação da liga binária Al-Cu pode ser representada por: 21 Solução sólida supersaturada → zona GP1 → zona GP2 (fase θ”) → θ’ → θ (CuAl2) (a) (b) (c) 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 campos de deformação. (Micrografia Eletrônica de 800.000 X.) (c) Solução da liga Al-4% Cu tratada termicamente em 540ºC, resfriada em água e envelhecida por três dias a 200ºC. Esta micrografia da fina lâmina de metal mostra a fase θ, incoerente e meta- 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.) 22 Liga Comercial Alumínio-Cobre Trabalhável 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 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) FIGURA 5.12 Correlação estrutura e dureza da liga Al-4% Cu envelhecida em 130oC e 190oC. [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.] 23 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. TABELA 5.11 - Propriedades Mecânicas típicas da liga alumínio-cobre tratada termicamente Liga Tratamento Resistência à tração, psi Resistência ao Escoamento sob tração* Elongação % em 2 polegadas Dureza, Bhn** Tensão de Cisalhamento, psi Limite de Fadiga, psi*** 2011 T3 55.000 43.000 15 95 32.000 18.000 T6 57.000 39.000 17 97 34.000 18.000 T8 59.000 45.000 12 100 35.000 18.000 2025 T6 58.000 370.000 19 110 35.000 18.000 2219 O 25.000 10.000 20 T31, T351 54.000 36.000 17 100 33.000 T37 57.000 46.000 11 117 37.000 T62 60.000 42.000 10 115 37.000 15.000 T81, T851 66.000 51.000 10 130 41.000 15.000 T87 69.000 57.000 10 130 41.000 15.000 1 ksi = 6,89 Mpa *rendimento de deformação equivalente a 2% **500-Kg de carga, 10mm diámetro ***Base de 500 milhões de ciclos usando máquina com eixo de rotação tipo R. R. Moore. A presença de Mn, Zr, V e Ti na liga 2219 elevam a temperatura de recristalização que atribuirá maior resistência a elevadas temperaturas. A figura 5.14 mostra o comportamento da tensão de ruptura da liga 2219 depois de 100 e 1000 horas em 200 e 315ºC. Uma modificação base de alta pureza da liga 2219, que a liga 2419 foi introduzido em 1972. A liga 2419, com mais baixos níveis de ferro (0,18 % no máximo) e silício (0,15% no máximo.), tem maior tenacidade à fratura para aplicações estruturais de aeronaves. A liga trabalhada alumínio-cobre 2011 com 6.5% Cu, 0,04% Bi e 0,04% Pb têm sido a liga básica de alumínio para tornos, desde que foi introduzida em 1934. Ela tem boas características de corte e produtos de boa qualidade, cavacos facilmente quebradiços durante a usinagem. O chumbo e o bismuto, entretanto, diminuem a resistência à corrosão na liga Al-Cu para algumas extensões. 24 5-7 LIGAS DE ALUMÍNIO – COBRE – MAGNÉSIO Composições químicas e aplicações típicas As ligas de alumínio – cobre – magnésio endurecidas por precipitação foram as primeiras a serem descobertas. A primeira liga endurecida por precipitação foi uma modificação da liga 2017, a qual possui agora composição 4,0% Cu, 0,6% Mg e 0,7% Mn. A liga 2014 com 4,4% Cu, 0,5% Mg, 0,8% Mn e 0,8% Si, foi desenvolvida mais tarde para ser mais sensível ao envelhecimento artificial que a liga 2017, e esta liga é a mais empregada atualmente. A liga 2024, com 4,5% Cu, 1,5% Mg e 0,6% Mn, foi originalmente desenvolvida como uma liga envelhecida naturalmente, com alta resistência, usada em estruturas de aeronaves substituindo a liga 2017. O aumento da resistência foi obtido pelo acréscimo de Mg contendo de 0,5 a 1,5% desta liga. As tabela 5.12 lista as composições químicas e aplicações típicas para as mais importantes ligas de Al-Cu-Mg. TABELA 5-12 - Composição Química e aplicações da liga de alumínio- cobre- magnésio Liga %Cu %Mg %Mn %Si %Ni % outros aplicações 2014 4,4 0,5 0,8 0,8 Carenagem de caminhões, Estruturas aeronáuticas 2017 4,0 0,6 0,7 0,5 Produtos torneados, acessórios 2018 4,0 0,7 2,0 Cabeças e pistões de cilindros de mecanismos de aeronaves 2024 4,4 1,5 0,6 Roda de caminhão, produtos torneados, estruturas aeronáuticas 2218 4,0 1,5 2,0 Anéis de compressores, rotor de motor a jato, Cabeças e pistões de cilindros de mecanismos de FIGURA 5.14 Comportamento da tensão de ruptura da liga trabalhada de alumínio a 400oF (204oC) e 600oF (315oC). (After W. A. Anderson in “Precipitation from Solid Solution,” American Society for Metals, 1959, p. 199) 25 aeronaves 2618 2,3 1,6 0,18 Si - 1,0Ni - 1,1Fe - 0,07Ti Mecanismos de aeronaves, 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: Solução sólida supersaturada → zonas GP → S` (Al2CuMg) → S (Al2CuMg) (a) (b) (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 zonasGP 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} 26 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) . TABELA 5-13 - Propriedades mecânicas típicas das ligas alumínio-cobre-magnésio trabalhadas tratáveis termicamente Liga Tratamento Resistência a tensão, psi Tensão de escoamento, psi Elongação, % Dureza, Bhn Tensão de cisalhamento, psi Limite de fadiga, psi 2014 O 27,000 14,000 18 45 18,000 13,000 T4, T451 62,000 42,000 20 105 38,000 20,000 T6, T651 70,000 60,000 13 135 42,000 18,000 2017 O 26,000 10,000 22 45 18,000 13,000 T4, T451 62,000 40,000 22 105 38,000 18,000 2024 O 27,000 11,000 20 47 18,000 13,000 T3 70,000 50,000 18 120 41,000 20,000 T36 72,000 57,000 13 130 42,000 18,000 T4, T351 68,000 47,000 20 120 41,000 20,000 T6 69,000 57,000 10 125 41,000 18,000 T81, T851 70,000 65,000 6 128 43,000 18,000 T86 75,000 71,000 6 135 45,000 18,000 2117 T4 43,000 24,000 27 70 28,000 14,000 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 27 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.) 28 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} 2024 – não trabalhada a frio após têmpera 2024-T3 1 a 2% encruada 2024-T36 5 a 6% encruada R e s is tê n c ia à T ra ç ã o 1 0 0 0 p s i R e s is tê n c ia a o e sc o am e n to 1 0 00 p si A lo n g a m en to % e m 2 p o l. 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} 29 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. 5-8 LIGAS DE ALUMÍNIO MAGNÉSIO E SILÍCIO Composições químicas e aplicações típicas A combinação de Mg (0,6 a 1,2%) e Si (0,4 a 1,3%) no Al forma as bases para as séries 6xxx das ligas trabalhadas e endurecidas por precipitação de Al-Mg-Si. Na maioria dos casos o Mg e Si estão presentes nas ligas em quantidades combinadas para formar fases metaestáveis de compostos intermetálicos de Mg2Si, mas o excesso de Si maior que o requerido para Mg2Si pode também ser usado. Mn ou Cr são adicionados na maioria das ligas da série 6xxx para aumentar a resistência e o controle do tamanho de grão. Cobre também aumenta a resistência dessas ligas, mas se presente em quantidades acima de 0,5% reduz sua resistência a corrosão. A tabela 5.14 lista a composição química e aplicações de algumas das mais importantes ligas Al-Mg-Si trabalhadas. TABELA 5.14 - Composição química e aplicações das ligas alumínio-magnésio-silício Liga %Mg %Si %Mn %Cr %Cu % outros Aplicações 6003 1,2 0,7 Recobrimento de lâminas e chapas 6005 0,5 0,8 Estruturas marítimas 6009 0,6 0,8 0,5 0,38 Corpos de lâminas metálicas 6010 0,8 1,0 0,5 0,38 Corpos de lâminas metálicas 6053 1,3 0,7 0,25 Arames para rebites 6061 1,0 0,6 0,2 0,27Estruturas de dutos onde a resistência a corrosão é necessária 6063 0,7 0,4 Canos, móveis 6066 1,1 1,3 0,8 0,9 Forjamento e extrusão para estruturas soldadas 6070 0,8 1,4 0,7 0,3 Estruturas soldadas de dutos, 30 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 6201 0,8 0,7 Condutores elétricos de alta tensão 6253 1,2 0,7 0,25 2,0 Zn Componentes de arames e barras revestidas 6262 1,0 0,6 0,09 0,27 0,55 Pb; 0,55 Bi Produtos torneados (melhor resistência a corrosão que 2021) 6463 0,7 0,4 Baixo Fe (0,15máx.) Arquiteturas e extrusões 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. 31 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. 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.} 32 A seqüência geral de precipitação no sistema Al-Mg-Si é representada por: Solução sólida supersaturada → zona GP (agulhas?) → ß’ (Mg2Si) → ß (Mg2Si) 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. TABELA 5.15 - Propriedades mecânicas típicas das ligas alumínio-magnésio-silício trabalhadas tratáveis termicamente Liga Tratamento Resistência à tração, psi Tensão de escoamento, psi Elongação, % em 2 polegadas Dureza, Bhn Tensão de cisalhamento, psi Limite de fadiga, psi O 16,000 8,000 35 26 11,000 8,000 6063 T6 37,000 32,000 13 80 23,000 13,000 O 18,000 8,000 25 30 12,000 9,000 T4, T451 35,000 21,000 22 65 24,000 13,000 T6, T651 45,000 40,000 12 95 30,000 14,000 T81 55,000 52,000 15 32,000 T91 59,000 57,000 12 33,000 14,000 6061 T913 67,000 66,000 10 35,000 O 22,000 12,000 18 43 14,000 T4, T451 52,000 30,000 18 90 29,000 6066 T6, T651 57,000 52,000 12 120 34,000 16,000 O 21,000 10,000 20 35 14,000 9,000 T6 57,000 52,000 12 120 34,000 14,000 T6 32,000 28,000 15 71 20,000 T6 48,000 43,000 17 100 32,000 12,000 6070 T81 48,000 6 15,000 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.} 33 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 As propriedades mecânicas das selecionadas ligas Al-Mg-Si tratadas termicamente estão listadas na tabela 5.15. As ligas Al-Mg-Si são somente de resistência intermediária (45 a 57 ksi no tratamento T6) uma vez que somente pequenas quantidades de Mg2Si (1 a 2% em peso) podem estar inclusas na liga por endurecimento por precipitação. As ligas de mais alta resistência dessa classe são a 6066 e a 6070, no qual tem um excesso de Si próximo do necessário para formar de 1 a 2% de Mg2Si. A liga 6061 tem uma resistência sob tensão de 45 ksi no tratamento T6 e contém 1,6% de Mg2Si. Pela redução da quantidade de Mg2Si para 1,1%, a resistência da liga 6063 é reduzida para 35 ksi no tratamento T6. A resistência mais baixa da liga 6063 é necessária para uma fácil extrudabilidade. As ligas de Al-Mg-Si são usualmente solubilizadas em torno de 520°C. Uma vez que esta temperatura está bem abaixo da temperatura eutética de fusão destas ligas, existe uma pequena chance de fusão pelo leve superaquecimento. A liga 6061 pode ser solubilizada a temperaturas mais altas que 520°C com algum acréscimo na resistência sendo obtido, uma vez que, nem todo o Mg2Si presente é solúvel nesta temperatura. Como no caso das ligas Al-Cu-Mg, um resfriamento rápido é requerido para obter resistência máxima. As características no envelhecimento artificial da liga 6061 são mostradas na figura 5.22. Deve ser notado que as mais altas resistências são obtidas nas temperaturas mais baixas por longos períodos (135°C por 500 horas). Industrialmente com propósitos econômicos esta liga é envelhecida de 16 a 20 horas a 160°C. As mais altas resistências das ligas de Al-Mg-Si são obtidas quando o envelhecimento artificial é iniciado imediatamente após resfriamento. Perdas de 3 a 4 ksi na resistência ocorre se estas ligas são envelhecidas a temperatura ambiente de 1 a 7 dias. Contudo existe alguma recuperação da resistência com um mês ou mais de envelhecimento a temperatura ambiente, a resistência máxima nunca alcança aquela obtida pelo envelhecimento imediatamente após resfriamento. 34 ( a) (b) (c) Resistência à corrosão As ligas de Al-Mg-Si têm excelente resistência a corrosão em toda a atmosfera natural e na maioria das artificiais. A resistênciaà corrosão dessas ligas é melhor nos materiais o qual são rapidamente resfriados e artificialmente envelhecidos para o resfriamento desejado. 5.9 LIGA ALUMÍNIO-ZINCO-MAGNÉSIO E ALUMÍNIO-ZINCO-MAGNÉSIO-COBRE Composições químicas e aplicações típicas Combinações de 4 a 8% de Zn e 1 a 3% de Mg no alumínio são usados para produzir a série 7xxx das ligas alumínio-cobre trabalhadas tratáveis termicamente. Algumas dessas ligas desenvolvem propriedades de mais alta resistência que qualquer liga base de alumínio comercial. Zinco e magnésio têm alta solubilidade no alumínio e desenvolve, não usualmente, características de precipitação de dureza. Adição de cobre de 1 a 2% aumenta as propriedades de resistência da liga Al-Zn-Mg dando alta resistência a liga de alumínio para aeronaves. Depois de extensivas pesquisas, ligas 7075 foram introduzidas em 1943. O sucesso do desenvolvimento do membro proeminente da série 7xxx era possivelmente feita através do FIGURA 5.22 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} 35 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. TABELA 5.16 - Composição química e aplicações das ligas alumínio-zinco-magnésio e alumínio-zinco-magnésio-cobre Ligas alumínio-zinco-magnésio Liga % Zn % Mg %Cr %Mn %Zr Aplicações 7004 4,2 1,5 0,45 0,15 7005 4,5 1,4 0,13 0,40 0,14 Estrutura de caminhões e de carro reboque; carros ferroviários; produtos extrudados. Ligas alumínio-zinco-magnésio-cobre Liga % Zn % Mg % Cu % Cr Aplicações 7001 7,4 3,0 2,1 0,30 Estruturas de mísseis 7049 7,7 2,5 1,6 0,15 Estruturas de aeronaves e outras, adaptações hidráulicas 7075 5,6 2,5 1,6 0,30 Estruturas de aeronaves e outras, adaptações hidráulicas 7475 Limites de mais baixa impureza que 7075 Estruturas de aeronaves e outros (boa resistência a fratura) 7178 6,8 2,7 2,0 0,30 Estruturas de aeronaves e outras 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: Solução sólida supersaturada → zona GP → η’ (MgZn2) → η (MgZn2) 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. 36 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 por 5 dias a 20oC e então por 48 h a mais alta temperatura de 120oC. 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. Por envelhecimento duplex a liga Al – 5% Zn – 2% Mg a altas temperaturas (16h a 80oC mais 24 h a 150oC), 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 superenvelhecimento do material T651 a 170oC 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 37 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. Propriedades Mecânicas As propriedades mecânicas das ligas Al-Zn-Mg e Al-Zn-Mg-Cu trabalhadas tratadas termicamente são listadas na tabela 5.17. A maior resistência a temperatura ambiente de todas as ligas de alumínio são desenvolvidas nas ligas Al-Zn-Cu-Mg. Liga 7001, com 7,4% Zn, 3,0% Mg e 2,1% Cu, resulta em uma resistência sob tensão de 98 ksi com uma elongação de 9% quando é tratado termicamente para o T651. Esta é uma liga da 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 a 120oC (UTS = 51 ksi). Estrutura consiste em apenas zonas GP. (b) Liga envelhecida por 16 h a 80oC mais 24 h a 150oC (UTS = 49 ksi). Estrutura consiste em zonas GP e possivelmente algumas η’. (c) Liga envelhecida por 24h a 150oC (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.] 38 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. 39 TABELA 5.17 - Propriedades mecânicas típicas das ligas alumínio-zinco-magnésio e alumínio-zinco-magnésio-cobre trabalhadas tratáveis termicamente. Liga Tratamento Resistência à tração, psi Tensão de escoamento*, psi Elongação, % em 2 pol Dureza **, Bhn Tensão de cisalhamentlo, psi Limite de fadiga***, psi 7001 O 37,000 22,000 14 60 T6 98,000 91,000 9 160 .. 22,000 T651 98,000 91,000 9 160 ... 22,000 T75 84,000 72,000 12 7005 O 28,000 12,000 20 W 50,000 30,000 20 T6 51,000 42,000 13 ... 31,000 22,000 7075 O 33,000 15,000 17 60 22,000 17,000 T651 83,000 73,000 11 150 48,000 23,000 T 73 73,000 63,000 13 7178 O 33,000 15,000 15 60 22,000 T6 88,000 78,000 10 160 52,000 22,000 T651 88,000 78,000 10 160 52,000 22,000 1 ksi = 6,89 Mpa * tensão de escoamento, 0,2% ** carga 500 Kg, diâmetro10 mm *** baseado em 500 milhões de ciclos usando máquina de rotação R.R. Moore 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) 40 5.10 LIGAS FUNDIDAS DE ALUMÍNIO As ligas fundidas de alumínio tem sido desenvolvidas visando a qualidade de fundição, fluidez e molhabilidade, assim como, as propriedades de resistência mecânica, corrosão e ductilidade. Assim, devido a diferença das características requeridas, as ligas de alumínio para fundição vão ter composições químicas diferentes das ligas trabalhadas. Na tabela 5.18 são listadas as composições químicas, bem como suas aplicações. Conforme pode ser observado na tabela, os três processamentos a partir dos quais são obtidas as peças fundidas são: fundição em areia, em molde permanente (coquilha) e sob-pressão (injeção). As ligas são classificadas de acordo com o sistema numérico da Aluminion Association, sendo os elementos principais da liga fundida, o que determinam o primeiro algarismo (tabela 5.2). TABELA 5.18 - Composição química e aplicação de ligas de alumínio para fundição Fundição em Areia ou Coquilha Ligas Al-Cu para Fundição Liga %Cu %Si %Mg %outro 208 213 222 242 295 B295 4,0 7,0 10,0 4,0 4,5 4,5 3,0 2,0 – – 1,1 2,5 0,25 2 Ni Componentes de uso geral produzidos por fundição em areia, tubos e válvulas de distribuição Agitadores em máquinas de lavar, cilindros automotivos, pequenas engrenagens Pistões, cilindros de refrigeradores de ar Cilindros de refrigeradores de ar, engrenagens de alta resistência Componentes fundidos com alta resistência mecânica e ao impacto Componentes para indústria aeronáutica Ligas Al-Si-Cu para Fundição %Si %Cu %Mg 308 5,5 4,5 Componentes de uso geral produzidos por fundição em 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.] 41 319 333 354 6,3 9,0 9,0 3,5 3,5 1,8 0,25 0,5 coquilha Componentes de uso geral produzidos por fundição em coquilha, engrenagens e cilindros automotivos Componentes de uso geral produzidos por fundição em coquilha, engrenagens e construção civil Componentes para indústria aeronáutica e fundidos com alta resistência mecânica Ligas Al-Si-Mg para Fundição %Si %Cu %Mg %outro F332 335 C355 356 A356 357 A357 359 9,5 5,0 5,0 7,0 7,0 7,0 7,0 9,0 3,0 1,2 1,2 1,0 0,5 0,5 0,3 0,3 0,5 0,5 0,6 Fe<0,20 Be 0,05 Pistões automotivos, componentes com resistência mecânica a altas temperaturas Componentes utilizados em altas pressões, quando é exigida alta resistência mecânica, acessórios para construção civil e acessório para fixação de aeronaves Similar a liga 355, porém mais dúctil e mais forte. Mesmas aplicações e também na indústria aeroespacial. 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. Similar a liga 356, porém mais dúctil e mais forte. Melhor resistência a corrosão Componentes para mísseis e projéteis, aeronaves, máquinas e ventoinhas de alto desempenho para altas velocidades Componentes para aeronaves, míssies e projéteis. 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 A413 C443 360 A360 380 A380 383 384 12,0
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