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Aluminio

 

 

Formação

 

O Alumínio e suas ligas constituem um dos materiais metálicos mais versáteis, econômicos e atrativos para uma vasta série de aplicações. Sua aplicação como metal estrutural só é menor que a dos aços. O alumínio possui uma densidade de 2,7 g/cm³, aproximadamente 1/3 da do aço, o que somado à sua elevada resistência mecânica o torna bastante útil na construção de estruturas móveis, como veículos e aeronaves.
        O Alumínio não é ferromagnético, possui elevadas condutividades térmica e elétrica, e é não-tóxico. Outra vantagem do alumínio é a sua resistência à oxidação progressiva, já que os átomos da sua superfície se combinam com o oxigênio da atmosfera, formando uma camada de óxido protetor que impede a progressão da deterioração do material.  Além disso, o alumínio com determinados tratamentos e/ou elementos de liga se torna resistente à corrosão em meios mais agressivos. O alumínio também encontra aplicações em peças decorativas, graças à sua superfície brilhante e refletida.

Ligas à base de alumínio:
        São também muito usadas. As de alumínio de silício, que contêm 12% de silício, são empregadas
em fundição. As ligas forjadas de alumínio contêm perto de 4% de cobre e 0,6% de magnésio ou 1% de silício e 1% de magnésio. Estas ligas se referem ao duralumínio, uma das primeiras ligas endurecera por envelhecimento, descoberto por Wilm, em 1911.

 

Classificação

 A produção do Alumínio é dividida em duas partes: primária e secundária. O alumínio primário é produzido, basicamente, pelo processo Hall-Héroult, no qual a alumina (óxido de alumínio) obtida pelo refino da bauxita é dissolvida num banho de crisólitos e sais fluoretos, que tem a função de controlar a temperatura, densidade e resistividade do banho e a solubilidade da alumina.
        O metal separado no processo é removido por sistemas de vácuo ou sifão para dentro de cadinhos, que são então transferidos para unidades de fundição, onde são refundidos ou transformados
em lingotes. O alumínio produzido por este método contém uma quantidade relativamente elevada de impurezas, e para a obtenção de ligas com purezas mais elevadas outros métodos de refino são utilizados, podendo resultar em índices de 99,999% de pureza.
        O alumínio secundário é produzido a partir da reciclagem de sucata e constitui uma importante fonte de produção do metal. Esta atividade vem sendo cada vez mais valorizada ultimamente, pois representa uma importante economia de energia elétrica, item especialmente importante na produção do metal.

 

                                             

 

 

Qualidade

 

 O alumínio possui uma boa conformabilidade e pode ser produzido em uma série de formas diferentes.  A tabela abaixo mostra a distribuição da produção de alumínio nos EUA, principal consumidor mundial.

Aplicações

 

· Liga 1xxx: Indústrias química e elétrica
· Liga 2xxx: Aeronaves (graças a sua elevada resistência mecânica)
· Liga 3xxx: Aplicações arquitetônicas e produtos de uso geral
· Liga 4xxx: Varetas ou eletrodos de solda e chapas para brasagem
· Liga 5xxx: Produtos expostos à atmosfera marinha como cascos de barcos
· Liga 6xxx: Produtos estudados de uso arquitetônico
· Liga 7xxx: Componentes estruturais de aeronaves e outras aplicações que necessitam de elevados requisitos de resistência. Esta liga é a que possui a maior resistência mecânica entre as ligas de alumínio.

 

 

Ligas Al-Cu

 

As ligas do sistema Al-Cu, conhecidas como ligas da série 2XXX (trabalhadas) e 2XX.X (fundidas) na classificação da Aluminum Association, são as ligas de alumínio de desenvolvimento mais antigo, sendo que o seu surgimento data do início do século XX, quando Alfred Wilm, na Alemanha, descobriu o fenômeno de endurecimento por precipitação [4]. Essas ligas até hoje são conhecidas como duralumínio, e entre essas ligas a 2017 é a mais antiga e também a mais conhecida. É uma liga que contém 4 % de cobre, 0,5 % de magnésio e 0,7 % de manganês, nas quais a simples introdução desses elementos de liga já eleva a resistência à tração de 9,1 kg/mm2 (alumínio comercialmente puro) para 18,2 kg/mm2. O tratamento térmico de envelhecimento (endurecimento por precipitação) por tempo e temperatura controlados ainda permite aumentar ainda mais a resistência à tração, para cerca de 43 kg/mm2 [1].

Esse grupo de ligas Al-Cu pode ainda ser subdividido em dois grupos principais: as ligas Al-Cu com teores de magnésio relativamente baixos, como a 2017 mencionada e outras como a 2025 e a 2219, e as ligas Al-Cu com tores de magnésio relativamente altos (também denominadas Al-Cu-Mg), superiores a 1%, como a 2024 (1,5 % de magnésio) e a 2618 (1,6 % de Mg). A principal diferença entre esses dois subgrupos é que nas ligas Al-Cu, mais antigas, só contribuem para o endurecimento por precipitação as fases precursoras da fase (Al2Cu): '' e ', ao passo que nas ligas Al-Cu-Mg é igualmente importante a contribuição da fase S', precursora da fase S (Al2CuMg) [3]. Se o teor de silício for relativamente alto, também poderá ser encontrada nestas ligas a fase quaternária Q (Al4Cu2Mg8Si7).

As ligas Al-Cu(-Mg) podem apresentar diferentes tipos de elementos de liga, adicionados com diversas finalidades, os quais podem levar à formação de diversas fases diferentes. A liga 2024, por exemplo, possui manganês em teores relativamente altos, que causa a formação da fase Al12(Fe,Mn)3Si, presente também em outras ligas, que sob a forma de partículas despersuades retardam os processos de recristalização e crescimento de grão. A liga 2011, por exemplo, não apresenta magnésio e manganês em teores elevados, mas sim ferro e silício, havendo a formação da fase Al7CuFe2 insolúvel.

De um modo geral as ligas Al-Cu(-Mg) apresentam elevada resistência mecânica após tratamento térmico de endurecimento por precipitação, entretanto, apesar dessa vantagem, apresentam algumas desvantagens quando comparadas com outros tipos de ligas de alumínio, que vão desde a resistência à corrosão relativamente baixa e a conformabilidade limitada (são pouco adequadas a processos com elevada deformação, como a extrusão, por exemplo) até a soldabilidade igualmente restrita (em geral são soldadas somente por processos de resistência elétrica). Os valores mais elevados de dureza são obtidos para teores de cobre da ordem de 4 a 6 %, dependendo da influência de outros elementos de liga presentes .

Como ligas que apresentam elevados teores de soluto, as ligas Al-Cu(-Mg) apresentam considerável endurecimento quando mantidas por tempos relativamente longos à temperatura ambiente. É o chamado envelhecimento natural, que recebe essa denominação para distinguí-lo do envelhecimento artificial obtido através de tratamento térmico em fornos. Esse efeito ocorre devido à formação das chamadas zonas de Guinier Preston (GP), em forma de discos formados por um arranjo de átomos de cobre e alumínio nas regiões enriquecidas em cobre, e que já são responsáveis por um razoável ganho de dureza no material mantido à temperatura ambiente. Esse tipo de pré-precipitado (zonas GP) também se forma no início do envelhecimento artificial e essas zonas GP são consideradas precursores dos precipitados intermediários metaestáveis '' e '. O precipitado, que se forma após algumas horas de envelhecimento (3 ou 4 horas a 190 ºC, quando as zonas GP desaparecem), é coerente com a matriz e possui formas de plaqueta, assim como o precipitado ', que se forma algum tempo depois, mas coexiste com o precipitado '' durante certo intervalo de tempo, o qual corresponde à dureza mais elevada que pode ser obtida para as ligas Al-Cu(-Mg).

A continuação to tratamento térmico de envelhecimento leva à formação do precipitado de equilíbrio , cuja composição química corresponde exatamente à estequiometria Al2Cu. Este é o chamado precipitado de equilíbrio termodinâmico, uma vez que o prosseguimento do envelhecimento não muda suas características, com exceção do tamanho dessas partículas, que tende a crescer. A formação desse precipitado de equilíbrio também corresponde ao chamado superenvelhecimento da liga Al-Cu(-Mg), que é caracterizado por uma acentuada queda de dureza, quando comparado com o intervalo de coexistência das fases.

As ligas Al-Cu-Mg, apresentam duas seqüências de precipitação praticamente simultâneas: além da seqüência apresentada anteriormente, a seqüência mostrada a seguir, relacionada com a presença do magnésio em teores mais elevados :

A presença do magnésio acelera e intensificam o endurecimento durante o envelhecimento natural, o que é atribuído ao resultado das complexas interações entre lacunas e dois tipos de átomos de solutos diferentes, com a formação de pares de átomos de magnésio e cobre afetando o movimento das discordâncias.                                                           

Apesar de também serem conhecidas há muito tempo e produzidas em larga escala os detalhes do processo de precipitação são menos conhecidos no caso das ligas Al-Cu-Mg. Contudo, sabe-se que a fase intermediária endurecedora  é coerente, ao contrário da fase de equilíbrio S. Pequenas adições de magnésio já são suficientes para proporcionar um considerável endurecimento às ligas Al-Cu.

As tabelas apresentadas a seguir mostram a composição química nominal e valores típicos de propriedades mecânicas que podem ser obtidos para as ligas Al-Cu(-Mg) trabalhadas mecanicamente e fundidas:

 

Tabela 2.1: Composição química de ligas Al-Cu trabalhadas (% em massa)

Liga

Cobre

Magnésio

Silício

Manganês

Outros

Alumínio

2011

5,5

-

-

-

0,40: Bi, Pb e Fe

Restante

2014

4,4

0,5

0,8

0,8

-

Restante

2017

4,0

0,6

0,5

0,7

-

Restante

2117

2,6

0,35

-

-

-

Restante

2218

4,0

1,5

-

-

2,0 Ni

Restante

2618

2,3

1,6

0,18

-

1,1 Fe; 1,0 Ni; 0,07 Ti

Restante

2219

6,3

-

-

0,30

0,10 V; 0,18 Zr; 0,06 Ti

Restante

2024

4,4

1,5

-

0,6

-

Restante

2025

4,4

-

0,8

0,8

-

Restante

2036

2,6

0,45

-

0,25

-

Restante

 

Tabela 2.2: Composição química de ligas Al-Cu fundidas (% em massa)

Liga

Cobre

Magnésio

Silício

Ferro

Zinco

Outros

Alumínio

201.0

4,6

0,35

0,10
máx

0,15
máx

-

0,7 Ag; 0,35 Mn

Restante

202.0

4,6

0,35

0,10
máx

0,15
máx

-

0,7 Ag; 0,4 Cr; 0,5 Mn

Restante

203.0

5,0

0,10
máx

0,30
máx

0,50
máx

-

1,5 Ni; 0,25 Mn; 0,25 Sb; 0,25 Co; 0,20 Zr; 0,20 Ti 

Restante

204.0

4,6

0,25

0,20
máx

0,35
máx

-

-

Restante

206.0

4,6

0,25

0,10
máx

0,15
máx

-

0,35 Mn

Restante

208.0

4,0

0,10
máx

3,0

1,2
máx

1,0
máx

-

Restante

213.0

7,0

0,10
máx

2,0

1,2
máx

2,5
máx

-

Restante

222.0

10,0

0,25

2,0
máx

1,5
máx

0,8
máx

-

Restante

224.0

5,0

-

0,06
máx

0,10
máx

-

0,35 Mn; 0,1 V; 0,2 Zr

Restante

238.0

10,0

0,25

4,0

1,5
máx

1,5
máx

-

Restante

240.0

8,0

6,0

0,50

0,50

-

0,5 Mn; 0,5 Ni

Restante

242.0

4,0

1,5

0,7
máx

1,0
máx

0,35
máx

2,0 Ni

Restante

243.0

4,0

2,0

0,35
máx

0,40
máx

-

0,3 Mn; 2,1 Ni; 0,3 Cr

Restante

249.0

4,2

0,40

0,05
máx

0,10
máx

3,0

0,4 Mn

Restante

295.0

4,5

-

1,1

1,0
máx

-

-

Restante

296.0

4,5

-

2,5

1,2
máx

0,50
máx

-

Restante

 

 

Tabela 2.3: Propriedades mecânicas de ligas Al-Cu trabalhadas

Liga

Limite de resistência (MPa)

Limite de escoamento (MPa)

Alongamento (%) em 50mm

Dureza Brinell

Limite de resistência à fadiga (MPa)

2011 (T8)

405

310

12

100

125

2014 (T6)

485

415

12

135

125

2017 (T4)

425

275

22

105

125

2117 (T4)

300

165

27

70

95

2218 (T72)

330

255

11

95

-

2618 (T61)

435

370

10

-

130

2219 (T87)

475

395

10

130

105

2024 (T861)

515

490

6

135

125

2025 (T6)

400

255

19

110

125

2036 (T4)

340

195

24

-

-

 

 

Ligas Al-Mg

 

As ligas Al-Mg (série 5XXX) constituem um importante grupo de ligas de alumínio não tratáveis termicamente, ou sejam, não são endurecivel por tratamento térmico de solubilização e envelhecimento, mas sim por solução sólida e encrua mento (trabalho mecânico). Além desse ganho de resistência mecânica, o magnésio permite a essas ligas manterem um elevado nível de docilidade, assim como excelente resistência à corrosão e soldabilidade.

A temperatura eutética dessas ligas é 450 ºC e o teor de magnésio que corresponde ao ponto eutético é de 35 %. A fase em equilíbrio com o alumínio é a Al3Mg2 (37,3 % de magnésio), embora esta composição esteja um pouco fora da faixa que corresponde a essa estequiometria (34,8 a 37,1 %). A fase Al8Mg5 (36% de magnésio) corresponde à composição da fase sólida e é muito facilmente encontrada nas ligas Al-Mg. A solidificação em equilíbrio termodinâmico só pode ser obtida com taxas de resfriamento inferiores a 0,000005 ºC/h. A solidificação em condições de não equilíbrio leva à segregação, com a fase Al8Mg5 aparecendo para teores de magnésio tão baixos como 4 ou 5 %. Esta fase é frágil abaixo de 330 ºC, mas apresenta alguma plasticidade em temperaturas mais altas.

Entretanto, como a solubilidade do magnésio no alumínio é elevada, na maioria das vezes o alumínio permanece em solução sólida no magnésio, embora à medida que o teor de magnésio aumenta o mesmo passa a aparecer no eutético contendo Al3Mg2. Quando o teor de silício nas ligas Al-Mg é relativamente alto (cerca de 0,5 %, por exemplo), forma-se a fase Mg2Si, a mesma fase responsável pelo endurecimento por precipitação nas ligas Al-Mg-Si (série 6XXX). Nas ligas Al-Mg quando o teor de magnésio supera 3,5 % a fase Al3Mg2 pode se precipitar nos contornos de grão ou dentro dos grãos, o que geralmente ocorre mediante aquecimento a temperaturas relativamente baixas. O cromo é um elemento de liga importante e pode formar despersuades do tipo Al18Cr2Mg3. Quando o manganês está presente as fases ricas em ferro tornam-se complexas, havendo a formação de dispersóides do tipo Al6Mn, mas que também podem conter cromo. O trabalho a frio de ligas Al-Mg produz acentuadas bandas de deformação, decoradas por precipitados ricos em magnésio.

As ligas Al-Mg são aquelas que possuem a melhor combinação de resistência mecânica, resistência à corrosão e ductilidades, possuindo propriedades mecânicas intermediárias entre as das ligas da série 3XXX (Al-Mn) e as ligas endurecíveis por precipitação (Al-Cu, Al-Mg-Si e Al-Zn-Mg, séries 2XXX, 6XXX e 7XXX respectivamente) [1]. São utilizadas em aplicações nas quais se exige razoável resistência mecânica com excelente resistência à corrosão. Ligas Al-Mg com teores variando entre 3 e 5 % são muito utilizadas na indústria naval, na fabricação de diversos componentes de navios [2]. As ligas 5042, 5352, 5082 e 5182 são usadas na fabricação de tampas para latas de bebidas, mais freqüentemente as ligas 5082 e 5182. A liga 5182, assim como a 5052, também é usada na indústria automobilística. As ligas 5356, 5554 e 5556 são usadas como metais de adição na soldagem. 

As ligas Al-Mg de uso comercial mais antigo são a 5052, 5154 e 5056. Existem poucas ligas Al-Mg essencialmente binárias como a 5005 e a 5050, já que a maioria contém elementos formadores de dispersóides, tais como o cromo, o manganês e o titânio, em um total que pode variar de 0,25 a 1 %. A liga Al-Mg com maior resistência mecânica é a 5456 , seguida de perto pela 5083 e, num nível mais baixo, pela 5086. Outras ligas com menor resistência mecânica são a 5454, 5082 e 5182. Os mais baixos níveis de resistência mecânica correspondem às ligas binárias (5005 e 5050).

Produtos trabalhados mecanicamente de ligas Al-Mg estão sempre disponíveis na têmpera O (recozido) e em uma ou mais das têmperas H1, H2 e H3 (trabalhadas com diferentes níveis de encrua mento). As ligas Al-Mg combinam uma ampla faixa de níveis de resistência mecânica com a facilidade de serem conformadas e soldadas (inclusive processos de soldagem a arco), além da elevada resistência à corrosão. A resistência mecânica da solda em ligas Al-Mg equivale às de outras ligas recozidas, além de apresentar boa dutilidade. Ligas com teores de magnésio superiores a 3,5 % apresentam menor soldabilidade do que ligas com teores de magnésio mais elevados. Entra as ligas usadas na fabricação de eletrodos de soldagem estão a 5356, a 5554 e a 5556. Em geral as ligas usadas como metais de adição são semelhante ao metal base que está sendo soldado, com exceção da adição de titânio necessária para o refino dos grãos da microestrutura do metal de solda.

Embora as ligas Al-Mg estejam classificadas como ligas não endurecíveis por precipitação, por não apresentarem ganho de dureza devido à precipitação, em ligas como a 5083, 5086, 5056 e 5456 o teor de magnésio supera o limite de solubilidade, fazendo com que, em condições termodinamicamente favoráveis como temperaturas elevadas, ou mesmo longos tempos à temperatura ambiente, ocorrer precipitação das fases Al3Mg2, Al3Mg5 ou Al8Mg5 nos contornos de grão, que, em vez de proporcionar algum ganho de dureza, causa problemas como aumento da susceptibilidade à corrosão nos contornos de grão e diminuição da resistência à corrosão sob tensão. Esse problema resultou no desenvolvimento da têmpera (grau de encrua mento) H116, de modo a eliminar, ou minimizar, essa instabilidade, permitindo um melhor aproveitamento das propriedades mecânicas e outras características favoráveis dessas ligas, que fazem com que elas sejam muito usadas para aplicações nas quais se deseja maior resistência mecânica do que a do alumínio comercialmente puro (série 1XXX). A elevada resistência mecânica e a boa soldabilidade dessas ligas fizeram com que elas estejam entre as ligas preferidas para algumas aplicações estruturais, para uso na fabricação de meios de transporte, nas indústrias de processamento e também para usos militares, nos quais se deseja boas propriedades balísticas e criogênicas.

As ligas Al-Mg também se destacam por uma ampla faixa de resistência e capacidade de apresentar excelente qualidade de acabamento superficial, como brilho intenso e baixa rugosidade. Essa combinação favorável amplia significativamente o uso dessas ligas, que com baixos teores de ferro e tratamentos adequados podem ser usadas na fabricação de acessórios para automóveis, componentes arquitetônicos e outras aplicações decorativas. As ligas geralmente usadas nessas aplicações são as ligas 5X57 e as ligas de uso mais geral, como a 5005 e a 5050. A estreita limitação dos teores de impurezas de muitas ligas 5X57 é um importante fator que contribui para a obtenção de acabamentos uniformes e brilhantes. O melhor acabamento é obtido para os níveis de impurezas mais baixos, como nas ligas 5252 e 5657

As tabelas 5.1 e 5.2 apresentam respectivamente a composição química e as principais propriedades mecânicas de algumas ligas Al-Mg mais utilizadas: Composição química de ligas Al-Mg (% em massa).

 

Ligas Al-Mg-Si

 

 

Nas ligas da série 6XXX o magnésio e o silício combinam-se para formar o composto intermetálico Mg2Si, que antes de atingir o equilíbrio no superenvelhecimento, é o responsável pelo endurecimento dessas ligas. A solubilidade da fase Mg2Si (beta) na matriz rica em alumínio (alfa) aumenta com a elevação da temperatura. O tratamento de solubilização e envelhecimento artificial controlado permite a precipitação da segunda fase (beta) a partir de uma solução sólida supersaturada. Isso favorece a formação de precipitados finos e uniformemente distribuídos, que acarretam um substancial aumento na dureza do material.

O aumento da dureza com o tempo e a temperatura de envelhecimento está relacionado com o crescimento das partículas de segunda fase, desde dimensões características de zonas de Guinier-Preston até partículas com menor grau de coerência [8,9]. A queda de dureza, que ocorre para tratamentos térmicos em altas temperaturas e/ou longos tempos de envelhecimento, está relacionada com o crescimento excessivo dos precipitados, favorecendo o movimento das discordâncias quando de uma solicitação mecânica, o que possibilita o amolecimento da liga, e que caracteriza o superenvelhecimento.

Em temperaturas de envelhecimento da ordem de 200ºC, a precipitação nestas ligas tem uma cinética relativamente rápida. O processo inicia-se através da formação de aglomerados (clusters) de átomos de silício, uma vez que a solubilidade do silício no alumínio é menor do que a do magnésio. Esses aglomerados estão distribuídos homogeneamente através da matriz. As lacunas retidas com o resfriamento rápido favorecem o aumento da difusividade dos átomos de silício, acelerando o processo.

Aos poucos, os átomos de magnésio difundem-se para esses aglomerados de silício e ligando-se a estes formam as chamadas zonas de Guinier-Preston (GP). A formação das zonas GP a 200ºC é rápida.

“Estas possuem formato aproximadamente esférico e à medida que crescem, transformam-se em precipitados com forma de agulhas, conhecidos na literatura como beta” . Ao contrário dos precipitados intermediários, as zonas GP não têm estrutura cristalina definida, caracterizando-se por desordem interna [15]. Essas zonas podem atuar como núcleos para a formação de precipitados intermediários [16-18]. Outros tipos de heterogeneidades, como discordâncias e contornos de grão, podem favorecer a nucleação de precipitados. Enquanto alguns pesquisadores afirmam que o processo de precipitação é contínuo, outros consideram-no descontínuo, ou seja, que a formação de determinados tipos de precipitados ocorreria a partir da dissolução dos precipitados anteriores.

“Após algum tempo de envelhecimento a 200ºC formam-se os precipitados beta” [3,16,17]. O precipitado de transição desenvolve-se por um processo de ordenamento do espaçamento e do arranjo atômico nos aglomerados de átomos de magnésio e silício [19].

Prolongando-se o envelhecimento a 200ºC surgem os precipitados beta', que originam-se do crescimento e transformação dos precipitados beta". Esses dois precipitados são bem distintos: enquanto beta" é totalmente coerente, beta' é semi-coerente, além das diferenças quanto ao tamanho (os precipitados beta" são bem menores que os beta') e forma (beta" em forma de agulhas e beta' em forma de bastonetes) [20]. Os valores máximos de dureza obtidos nestas ligas Al-Mg-Si estão associados à presença dos precipitados metaestáveis beta" e beta'.

Para tempos de envelhecimento a 200ºC muito longos surge o precipitado de equilíbrio b, completamente incoerente com a matriz. Este precipitado, cuja composição química corresponde à relação estequiométrica Mg2Si, possui forma de plaqueta e dimensões relativamente grandes. Sua presença está associada ao amolecimento da liga acarretado pelo superenvelhecimento. A seqüência de precipitação nas ligas Al-Mg-Si seria portanto a seguinte :

A introdução de elevados teores de cobre (da ordem de 0,7 a 1,0 %) nas ligas da série 6XXX enriquece estas ligas com outros tipos de precipitados endurece dores além de beta" (em forma de agulhas) e beta' (em forma de bastonetes). Foram identificados também, nestas ligas que contêm cobre, precipitados em forma de ripas, ainda não identificados, mas que podem ser precipitados intermediários da fase Q'(composição aproximada: Al4Cu2Mg8Si7), da fase theta" (Al2Cu) ou da fase S' (Al2CuMg). É possível que todas essas fases estejam presentes nas ligas Al-Mg-Si-Cu.

Chakrabarti e outros [25] afirmam que, “ao contrário das fases beta”, Q’ e theta”, é improvável, do ponto de vista da termodinâmica, a presença das fases S' ou S (resultante da transformação da fase S' mencionada em precipitados termodinamicamente estáveis) nas ligas Al-Mg-Si-Cu e que estas fases não poderiam coexistir com as fases Q' e Q (analogamente proveniente da transformação da fase Q' em precipitados de equilíbrio) , presentes nas ligas com teor de silício razoavelmente alto. A fase Q' teria a mesma morfologia (forma de ripas alongadas) e estrutura cristalina da fase Q (hexagonal compacto: a = 1,04 nm e c = 0,405 nm) diferenciando-se desta somente pelas menores dimensões e pelo fato de ser coerente. “Para tempos de envelhecimento mais prolongados, a tendência é o aumento da presença da fase Q’ quando comparada com a fase beta”, que predomina no início do envelhecimento [25-28]. “Ao contrário da fase beta”, que apresenta seção reta circular, a fase Q' possui seção reta retangular. O grande efeito de endurecimento por precipitação associado à presença desta fase explicaria o ganho de dureza e de resistência mecânica associado às adições de cobre às ligas Al-Mg-Si. A fase Q' (e a Q) também pode ser encontrada em ligas Al-Cu-Mg (série 2XXX) com adições de silício.

 “Considerando-se as regiões de estabilidade das diferentes fases endurecedoras em função dos teores de magnésio, silício e cobre, verifica-se que a composição da liga 6013, que possui um pequeno excesso de silício, corresponde à presença das fases beta”, theta", Q' e Si (aglomerados de átomos de silício). 

Além do cobre, outro elemento importante nestas ligas é o manganês, embora em teores mais baixos, da ordem de 0,3 a 0,6 %. Este elemento combina-se com o ferro e o silício para formar as fases AlFeMnSi e Al15Mn3Si2 [21,22]. Quando o teor de ferro é muito alto, quando comparado com o teor de manganês, predomina a fase AlFeSi, que é tanto mais grosseira, quanto maior o teor de ferro. Nesse caso, esta fase é conhecida como b-AlFeSi [29-34]. Quando o teor de ferro é mais baixo e o teor de manganês relativamente baixo, ainda predomina a fase AlFeSi, embora esta se apresente sob a forma de partículas bem mais finas, denominando-se então fase alfa-AlFeSi. Quando o teor de manganês é semelhante ao teor de ferro, prepondera a fase AlFeMnSi, uma vez que boa parte dos átomos de ferro são substituídos por átomos de manganês [34].Quando o teor de ferro é bem mais baixo que o teor de manganês, prepondera a fase AlMnSi, que se apresenta sob a forma de dispersóides finos, quando o teor de manganês é alto. O tamanho e a distribuição dessas fases influi bastante sobre o comportamento da liga 6013 no que se refere à recristalização. As partículas finas (dispersóides com maior teor de manganês) atuam como obstáculos ao movimento dos contornos de grão, retardando a recristalização e o crescimento de grão [21,35]. Por outro lado, as partículas grosseiras (mais ricas em ferro) favorecem a recristalização, na medida em que com a deformação, a região adjacente a estas partículas grosseiras apresentam maior grau de deformação (maior densidade de discordâncias) e por isso atuam como sítios mais eficazes para a nucleação preferencial de grãos recristalizados [21,35]. Além disso, o livre caminho médio para a migração de contornos é maior entre estas partículas mais grosseiras, que portanto não retardam de modo significativo a recristalização. Deste modo, o material que contém partículas grosseiras tem a recristalização acelerada em comparação com o que contém partículas finas.

Sendo assim, ao passo que o cobre influi no endurecimento por precipitação da liga, o manganês afeta a cinética de recristalização da mesma.

Processamento e aplicações das ligas da série.

As ligas da série 6xxx apresentam duas características que justificam o seu uso mais freqüente quando comparadas às demais ligas de alumínio: a capacidade de endurecimento por precipitação (são termicamente tratáveis) aliada à facilidade de serem extrudadas. Estas ligas apresentam elevada dutilidade, que permite o seu uso em operações que acarretam elevados graus de deformação, como a extrusão. Por esse motivo, as ligas Al-Mg-Si representam a maior parte do volume de ligas de alumínio extrudadas

Além da maior facilidade de serem trabalhadas, quando comparadas com as demais ligas termicamente tratáveis (Al-Zn-Mg e Al-Cu) [36,37], as ligas Al-Mg-Si apresentam maior soldabilidade [42] e maior resistência à corrosão [3] do que as demais ligas termicamente tratáveis (Al-Zn-Mg e Al-Cu). Assim, as ligas da série 6xxx são as mais utilizadas comercialmente.

Com o objetivo de superar as limitações das ligas Al-Mg-Si para aplicações em que se exige níveis de resistência mecânica mais elevados, recentemente foram introduzidas as ligas Al-Mg-Si-Cu: 6013, 6056 e 6111 [21,22,24,43-45]. A adição de elevados teores de cobre permite obter resistência mecânica bem mais alta do que a das tradicionais ligas Al-Mg-Si sem cobre, atingindo valores comparáveis às das ligas da série 2xxx, sem contudo prejudicar sensivelmente as características que favorecem a sua utilização em processos como extrusão e soldagem.

As ligas de alumínio da série 6xxx são utilizados em uma ampla variedade de aplicações, desde o uso em perfis de arquitetura, como é o caso das ligas mais diluídas e conseqüentemente de menor resistência mecânica, como a 6063 e a 6060, até as chamadas ligas de aplicação estrutural com maiores teores de elementos de liga e maior dureza, como a 6061 e a 6351, com grande potencial de aplicação na indústria automobilística [36-40] Para aplicações na indústria aeronáutica normalmente utilizam-se as ligas das séries 2xxx e 7xxx. As novas ligas Al-Mg-Si-Cu podem não só substituir as tradicionais ligas Al-Mg-Si de aplicação estrutural (como a 6061) como também podem ser usadas em várias aplicações na indústria aeronáutica ainda reservadas às ligas Al-Cu e Al-Zn-Mg

Entretanto, como a introdução destas ligas Al-Mg-Si-Cu no mercado é ainda muito recente, é muito importante uma investigação quanto à microestrutura e propriedades para uma avaliação precisa de seu potencial, uma vez que não há muitos dados disponíveis sobre este novo subgrupo de ligas na literatura. Entretanto, a partir dos primeiros estudos, com ênfase na análise de propriedades mecânicas como dureza e resistência à tração, já se pode dizer que essas novas ligas poderão ser aplicadas em diversos componentes do automóvel, como o chassi, carroceria, barra de direção, rodas, painéis internos e externos entre vários outros. 

Além das ligas trabalhadas da série 6xxx, no grupo das ligas que contêm Si, Mg e Cu como seus principais elementos de liga, devem ser mencionadas as ligas fundidas da série 3xx.x, entre as quais as ligas 380.0, 356.0, 390.0,360.0, 359.0, 357.0, 355.0, 332.0, 319.0, 324.0, 384.0, 364.0, 392.0 e 336.0. 

 

 

 

 

Ligas Al-Mn

 

Ao contrário das ligas Al-Cu, as ligas Al-Mn (série 3XXX da Aluminum Association entre as ligas trabalhadas) não são endurecíveis por precipitação, ou sejam, não obtêm nenhum ganho de dureza mediante tratamento térmico (o chamado envelhecimento). Como as ligas dos sistemas Al-Si (série 4XXX) e Al-Mg (série 5XXX) (Al-Mg), as ligas Al-Mn somente podem ser endurecidas por encrua mento (trabalho mecânico). Entretanto, as ligas não tratáveis termicamente contendo mais de 1 % de manganês, como por exemplo a 3003, muito utilizada na fabricação de panelas, possuem considerável importância comercial. Outro exemplo de liga do sistema Al-Mn de larga aplicação industrial é a 3004, utilizada na fabricação de latas para acondicionamento de bebidas. O manganês também é usado como elemento de liga minoritário em ligas dos sistemas Al-Cu (série 2XXX) e Al-Mg-Si (série 6XXX) e de um modo geral aumenta a resistência mecânica das ligas trabalhadas, seja através da formação de fases intermetálicas como AlFeMnSi e AlMnSi, ou por meio de endurecimento por solução sólida. Entretanto, em quantidade excessiva as fases intermetálicas podem reduzir a dutilidade. Outro efeito importante do manganês no alumínio e suas ligas é a redução da susceptibilidade à corrosão sob tensão.

Nas ligas Al-Mn a temperatura eutética é 660 ºC a um teor de 1,9 %. O limite de solubilidade do manganês no alumínio nesta temperatura é 1,8 %. A fase intermetálica, que existe em equilíbrio com a solução sólida de alumínio, tem uma composição que corresponde praticamente à fórmula Al6Mn. Esta fase separa-se da fase líquida que contém 1,9 a 4,1 % de manganês. Quando as soluções sólidas possuem maiores teores, ela se forma pela reação protética entre Al4Mn e a fase líquida a 710 ºC.

A única fase metaestável conhecida no sistema Al-Mn tem a composição Al12Mn com 14,5 % de manganês. Ferro e silício acima de 0,2 % suprimem a formação de Al12Mn. Por outro lado, a presença de cromo estabiliza essa fase. No sistema Al-Mn-Cr existe uma fase ternária que se forma apenas no estado sólido por reação peritetóide a 590 ºC. Esta fase é a Al12(CrMn) com uma composição de 2 % a 4 % de cromo e 10 a 12 % de manganês. Esta fase ternária é isomórfica com a fase Al12Mn [3]. A liga 3003, bastante utilizada, consiste basicamente na adição de manganês ao alumínio comercialmente puro. As fases preponderantes são Al6(Mn.Fe) e Al12(Fe,Mn)3Si. Durante a solidificação predomina a fase que não contém silício, porém o aquecimento posterior leva à formação da fase que contém silício. O manganês também precipita sob a forma de partículas dispersóides, os quais dificultam muito a recristalização durante o recozimento posterior à deformação, quando comparada com o alumínio comercialmente puro, que praticamente não contem esses dispersóides. Entretanto, nas ligas 3xxx parte do manganês permanece em solução sólida. Algumas ligas desse sistema também contêm magnésio, que devido à sua grande afinidade com o silício tende a favorecer a formação da fase Al6(Mn,Fe) [3]. A liga 3003 é a liga Al-Mn mais antiga no mercado, tendo sido introduzida em 1906, mas ainda é a de maior importância econômica. A liga 3004 é a mais antiga entre as ligas Al-Mn-Mg, tendo surgido em 1929. A resistência mecânica da liga 3003 é significativamente mais elevada do que a do alumínio comercialmente puro 1100, ao passo que a liga 3004 possui resistência mecânica mais alta do que a da liga 3003. A liga 3004 é um exemplo de liga endurecida por dispersão, enquanto a liga 3004 combina o endurecimento por dispersão com o endurecimento por solução sólida proporcionado pela presença de magnésio. A liga 3004 é indicada para aplicações nas quais se exige maior estabilidade de tamanho de grão. Entretanto, as duas ligas apresentam excelente resistência à corrosão, combinada com razoável resistência mecânica razoável, podendo ser usadas em muitas das aplicações para as quais são utilizados o alumínio comercialmente puro e as ligas alumínio-magnésio.

Posteriormente, nos anos 50 e 60 foram desenvolvidas outras ligas, como a 3005 e a 3105, com o objetivo de ampliar o campo de aplicações desse grupo de ligas, ao oferecer combinações de resistência mecânica, conformabilidade e resistência à corrosão para aplicações em construção e produtos especiais [3]. 

De um modo geral pode-se dizer que as ligas Al-Mn possuem melhores propriedades mecânicas que o alumínio comercialmente puro, dutilidade ligeiramente inferior e boa resistência à corrosão [1]. As tabelas mostradas a seguir apresentam a composição química e propriedades mecânicas de algumas ligas do sistema Al-Mn:

 

Ligas Al-Si

 

As ligas do sistema Al-Si, também consideradas não tratáveis termicamente, são muito mais utilizadas como ligas de fundição (série 4XX.X), ou seja, para a fabricação de peças fundidas, como por exemplo, pistões para motores de automóveis e aviões, mas também encontram algumas aplicações como produtos trabalhados, como metais de adição para soldagem (caso da liga 4043), principalmente, embora também possam ser usados para a fabricação de pistões forjados e também em algumas aplicações arquitetônicas .

O amplo uso das ligas Al-Si em aplicações nas quais a qualidade da estrutura resultante da solidificação é tão importante (fundição e soldagem) está relacionado com as características que o seu principal elemento de liga, o silício, confere às ligas de alumínio. Nestas ligas o silício é usado em teores de até 12 ou 13 % e aumenta a fluidez do alumínio líquido permitindo que o mesmo flua melhor através das cavidades do molde de fundição, permitindo a obtenção de produtos com formatos mais complexos. Também propicia a redução da contração durante o resfriamento, reduz a porosidade nas peças fundidas, reduz o coeficiente de expansão térmica e melhora a soldabilidade. Em teores mais elevados dificulta a usinagem. Ao ser combinado com o magnésio torna a liga tratável termicamente. Deve estar preferencialmente presente sob a forma de cristais arredondados e dispersos na liga de alumínio, o que pode ser obtido pelo tratamento de "modificação", que consiste na adição de um pequeno teor de sódio às ligas Al-Si, alterando a microestrutura da liga favoravelmente sob o ponto de vista das propriedades mecânicas, já que a microestrutura de placas angulares de silício provocaria concentração de tensões, prejudicando as propriedades mecânicas da mesma [1]. O tratamento térmico (recozimento) permite o coalescimento e a esferoidização do silício A dureza das partículas de silício promove o aumento da resistência ao desgaste destas ligas. O sistema Al-Si, com solubilidade sólida limitada em ambas as extremidades, forma um eutético simples à temperatura de 580 ºC para um teor de 12,5 % de silício.

O ferro, normalmente presente nas ligas de alumínio como impureza, se estiver presente em teores elevados (acima de 1,5 %), pode levar à formação de partículas grosseiras de fase AlFeSi, prejudicando as propriedades mecânicas desses materiais [1,3]. Entretanto, em teores mais baixos o ferro minimiza a tendência da liga Al-Si soldar-se ao molde metálico na fundição em molde permanente (coquilhas e outros tipos) [1]. As duas fases ternárias AlFeSi que podem estar em equilíbrio com o alumínio são a fase alfa (Al8Fe2Si) e beta (Al5FeSi). Outras fases, menos comuns, são a delta (Al4FeSi), que aparece em ligas de alto teor de silício, e a gama (Al3FeSi), que se forma em ligas com alto teor de ferro e de silício. A fase a aparece geralmente sob a forma de "escrita chinesa" ("Chinese script") ou como partículas arredondadas muito pequenas, sendo mais favorável às propriedades mecânicas no último caso. A fase b surge como plaquetas ou agulhas finas e compridas, sendo em geral mais nocivas às propriedades mecânicas das ligas de alumínio. Estas fases também podem surgir em outros tipos de liga de alumínio, desde que os teores de ferro e silício não sejam muito baixos. Como a maioria das ligas comerciais são produzidas em condições de não equilíbrio termodinâmico, é freqüente o aparecimento de outras fases como Al6Fe, Al3Fe, Al6FeSi e Al4FeSi2. O tratamento térmico, ao proporcionar a difusão dos átomos, permite modificar a forma dessas partículas, o que inviabiliza sua identificação através da morfologia somente.

O cobre também pode ser adicionado às ligas do sistema Al-Si, dando origem ao subgrupo Al-Si-Cu [3]. Sua principal virtude, como nas ligas Al-Cu, é aumentar a resistência mecânica da liga, tanto antes como após tratamento térmico. Sendo assim, o cobre torna as ligas Al-Si-Cu tratáveis termicamente, ou seja, passíveis de endurecimento mediante tratamento térmico de envelhecimento (endurecimento por precipitação). O cobre é adicionado em teores entre 3 e 11 %, que permitem que este elemento esteja total ou parcialmente solúvel no alumínio em temperaturas logo abaixo do ponto de fusão. Do ponto de vista do processo de fundição, favorece a diminuição da contração interna durante o resfriamento e a melhoria da usabilidade das peças fundidas. Entretanto, ao contrário do silício, acarreta fragilidade a quente e menor fluidez, além de reduzir a resistência à corrosão [1]. A fragilidade a quente é maior no limite de solubilidade sólida, quando a quantidade de eutético na liga é mínima. No sistema Al-Si-Cu não se formam fases ternárias, as fases em equilíbrio são Al2Cu e silício. Numa liga de alumínio a presença de um segundo elemento de liga normalmente reduz a solubilidade sólida do primeiro e vice-versa. A solidificação em condições de não equilíbrio praticamente não altera as características de cada fase presente na liga.

O magnésio, ao ser adicionado às ligas Al-Si, torna as mesmas termicamente tratáveis, devido à formação da fase Mg2Si, que é a responsável pelo endurecimento das ligas Al-Mg-Si (série 6XXX). Entretanto, no caso das ligas Al-Si o teor de magnésio não poder ser muito elevado a ponto de dificultar a fundição, devido à formação da borra (oxidação excessiva do banho). Por outro lado, o magnésio melhora a resistência à corrosão e a usabilidade.

 

 

 

 

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