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

usado para 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

Alumínio, 99.00% mínimo

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 10.000 4.000 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 Automobilístico e 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, 8a ed., vol. 7,

American Society for Metals, 1972, pág. 244.)

FIGURA 5-9

Liga 5456, laminada a frio e com alivio de

tensões a 246ºC. O Mg2Al3 neste caso é

finamente distribuído sobre a matriz, e não

sendo contínuos pela rede de precipitados

nos contornos de grão. Este tipo de

estrutura é mais desejável e menos

susceptível a corrosão. Grandes partículas

são insolúveis na fase como Mg2Si

(escuro) e (Fe, Mn)Al6 (cinza). (After

Metals Handbook, 8a ed., vol. 7, American

Society for Metals, 1972, pág. 244.)

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

produz considerável 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 zonas

GP e pequenas placas de S’. As placas são mais finas e numerosas que em b {After H. Y. Hunsicker in K. R.

Van Horn (ed.), “aluminium”, vol.1, American Society for Metals, 1967, p.150}

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

Resis

tência

à T

ração

1000

psi

Resis

tência

ao

esc

oam

ento

1000

psi

Alo

ngam

ento

%

em

2 p

ol.

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 0,27 Estruturas 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 resistência à 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 24 h 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

12,0 5,3

9,5 9,5 8,5 8,5 10,5 11,3

2,0

1,3 2,0

2,0 1,3 2,0 1,3 1,3 1,3

0,5 0,5

3,5 3,5 2,5 3,8

Componentes de fina espessura, como caixas e sustentação do arame para máquina de escrever Idem a liga 413 Componentes injetados com alta resistência a corrosão e impacto Uso geral. Peças para tampas e caixas. Uso geral (desde linha branca e decoração até indústria aeroespacial)

42

Ligas de alumínio-silício para fundição

As ligas de alumínio para fundição que tem como elemento de liga mais importante o

silício, tem uma grande aplicação industrial devido às superiores características de fundição. Estas

ligas apresentam, comparativamente, alta fluidez no estado líquido, excelente molhamento durante

a solidificação, boa resistência à fragilização à quente e, conseqüentemente, boa resistência a

formação de trincas a quente. O silício também tem a vantagem de não reduzir a boa resistência à

corrosão apresentada pelo alumínio, aumentando inclusive a resistência a corrosão em ambientes

mediamente ácidos.

As ligas de Al-Si não são consideradas como tratáveis termicamente devido à baixa

quantidade de silício que é solúvel em alumínio (no máximo 1,65% em peso) e, uma vez que o

silício vai reprecipitar a partir da solução sólida causando pequena dureza.

No diagrama de fases da liga Al-Si, apresentado na figura 5.26, pode-se observar que a

composição eutética forma-se com 12,6% Si.

As mais importantes ligas binárias de alumínio e silício para fundição são a 443 (5,3% Si)

e a 413 (12% Si). A primeira pode ser processada em fundição em molde de areia ou em coquilha

e a segunda por fundição sobre pressão. Durante a solidificação da liga 443 (Al-5%Si) inicialmente

formam-se as dendritas, que são constituídas de alumínio quase puro. Os espaços entre estas

estruturas são então preenchidos com alumínio - silício eutético. Quando ocorre o resfriamento ela

FIGURA 5.26

Diagrama de Fase da Liga

Alumínio-Silício.

43

se decompõe em alumínio quase puro e silício. Quando a taxa de solidificação é aumentada as

células dendríticas se tornarão menor. Esta relação é ilustrada na figura 5.27, que mostra

diferentes regimes de solidificação para a liga 443. Na figura 5.27a, a liga 443-F foi produzida por

fundição em areia com rápido resfriamento, o que resultou numa estrutura com células dendríticas

bastante extensas. A figura 5.27b a liga B443-F foi produzida por fundição em coquilha, com mais

rápido resfriamento, e obteve-se um menor tamanho da célula dendrítica. Utilizando-se a mesma

liga e taxa de resfriamento ainda maior, em fundição sob-pressão, observa-se um ainda menor

tamanho da célula dendrítica (Figura 5.27c).

(a) (b)

(c)

FIGURA 5.27

Liga para fundição 443 com diferentes regimes de solidificação. Note que o tamanho das células dendríticas

diminui conforme a aumenta da taxa de resfriamento. (a) Liga 443-F, produzida por fundição em areia com

rápido resfriamento, numa estrutura com células dendríticas bastante extensas. Estruturas interdendríticas:

silício (cinza escuro), Fe3SiAl12 (cinza médio) e Fe2Si2Al9 (formas agulhares cinza claro). (b) Liga B443-F,

produzida por fundição em coquilha com mais rápido resfriamento. Obteve-se um menor tamanho da célula

dendrítica. (c) Mesma liga e taxa de resfriamento ainda maior, fundição sob-pressão. Microestrutura com o

menor tamanho da célula dendrítica.

44

FIGURA 5.28

Microestrutura da liga Al-7%Si fundida em areia (a) sem a modificação e (b) com a modificação do

sódio. Note o refinamento na estrutura estética modificada. [After B. Chamber – lain and V. J. Zambek,

AFS Trans. 81 (1973): 322.]

FIGURA 5.29

Resistência à tração das ligas de Al-Si. (a) Resultados de ensaios com corpo de prova em formato de barras

com 0,5 polegadas de diâmetro fundido em areia com e sem modificação e (b) Corpos de prova em formato

de barras e fundidos em coquilha sob as mesmas condições. [After Metals Handbook, 1948 edition, American

Society for Metals, 1948, p. 805.]

45

FIGURA 5.30

Estrutura das fibras de silício em ligas modificadas observadas em microscopia eletrônica de varredura. (a)

2500x e (b) 12000x. [After M. G. day and A. Hellawell, J. Inst. Met. 95 (1967): 377.]

Um recurso bastante utilizado para refinar a estrutura eutética da ligas Al-Si fundidas em

areia é a adição pequenas quantidades de Sódio (0,025%). O sódio pode ser adicionado tanto na

forma metálica como na forma salina após a fundição, e aumenta consideravelmente a estrutura

eutética como demonstrado na figura 5.28 (Al-7%Si). A adição de 0,025% de sódio também

promove na liga o aumento da resistência a tração (observe a figura 5-29), formando

irregularidades nas fibras de silício eutético, conforme pode ser observado na figura 5.30.

Ligas de Alumínio Silício Magnésio para Fundição

As propriedades de resistência da liga fundidas de Al-Si são melhoradas pela adição de

pequenas quantidades de Mg (em torno de 0,35%). A liga fundida de Al mais importante desse tipo

é 356, que contem 7% de Si, que aumenta a capacidade de fundição, e 0,35% Mg para fazer o

tratamento térmico da liga. O endurecimento se dá por precipitação e é atribuído pela fase

metaestável Mg2Si (seção 5.8) o conteúdo de Mg2Si está entre 0.5% e 0.6%.

46

(b) Liga 356-F, modificada com 0,025 Na e fundida a areia. Dendritas e silício eutético nos interstícios. (c) Liga

356-T7 modificada com sódio na fundição em areia. Partículas globulares de Si e placas de Fe2Si2Al9.

(Cortesia de F. Krill, Kaiser Aluminium Co., and as in Metal Handbook, 8th ed. vol. 7, American Society para

Metals, 1972, p. 258)

A microestrutura da liga 356 em condições severas de fundição e tratamento térmico é

mostrada na figura 5.31. A taxa lenta de solidificação induz ao avanço das partículas de silício em

fundição em areia nos espaços interdendríticos na liga eutética Al-Si (figura 5.31a). Esta liga

envelhecida artificialmente em condições fundidas não mudam a microestrutura óptica, mas

produzem dispersões finas de precipitados metaestáveis que endurecem a liga.

Se a liga 356 é modificada pela adição de 0,025% Na no metal fundido, a estrutura eutética

fundida em areia é refinada e as partículas de silício no eutético são menores e com ângulos

menores. Este refinamento melhora as propriedades mecânicas e solidificam vagarosamente a liga

fundida em areia, mas o principal benefício está em melhorar as características de molhabilidade

nos moldes em areia e permanentes. Esta pequenas partículas de silício produzem baixa

interfência no fluxo do metal líquido durante a solidificação. Como resultado, a liga modificada por

sódio produz um acabamento superior e menos contração microestrutural entre as dendritas

quando comparado aos metais não modificados.

FIGURA 5.31

Microestrutura da liga 356 (Al-7% Si

0,3% Mg) fundida e tratada termicamente

em diferentes condições. Ataque com HF

hidratado 0,5%. (a) Liga 356-T51,

fundida em areia e envelhecida

artificialmente. Os compostos angulares

em cinza escuro são silício, os

compostos pretos são Mg2Si, matriz de

alumínio com Si e Cu em solução sólida.

47

A figura 5.31b mostra a estrutura da liga 356 fundida em areia depois da modificação.

Quando a estrutura modificada é tratada termicamente, resfriada e superenvelhecida no tratamento

T7, partículas de silício aglomeram produzindo maiores partículas esferoidizadas (figura 5.31c).

Sabe-se que desde 1920, as placas e as agulhas constituintes de Al-Fe-Si reduzem a

resistência de ligas alumínio-silício fundidas (tabela 5-19). Reduzindo o nível de ferro da liga 356

para aproximadamente 0,10%, consideráveis aumentos na resistência pode ser alcançados.

TABELA 5.19 – Efeito da adição de ferro como impureza nas propriedades mecânicas da liga

Al-10%Si para fundição

%Si %Fe Resistência à Tração, psi

% Elongamento, em 2 polegadas

Dureza, Bhn

10,8 0,29 31.100 14,0 62 10,8 0,79 30.900 9,8 65 10,3 0,90 30.000 6,0 65 10,1 1,13 24.500 2,5 66 10,4 1,60 18.000 1,5 68 10,2 2,08 11.200 1,0 70

Ligas alumínio-cobre para fundição

As ligas de alumínio e cobre de fundição têm sido quase totalmente substituídas por ligas

de Al-Si-Mg. As principais razões para esta substituição é que esta ligas têm propriedades

mecânicas pobres, menor resistência à corrosão e densidade específica mais alta que as ligas de

alumínio-silício.

FIGURA 5.32

Liga 242-T571, fundida em coquilha e envelhecida

artificialmente. A estrutura mostra lâminas espessas de

NiAl3 (cinza escuro) no meio do grão de Cu3NiAl6.

Partículas claras inseridas no grão são compostos de

CuAl2. Também presente Mg2Si em preto. (Cortesia de F.

Krill, Kaiser Aluminium Co., and as in Metal Handbook, 8th

ed. vol. 7, American Society para Metals, 1972, p. 258).

48

Propriedades mecânicas As propriedades mecânicas de ligas de Al fundidas selecionadas são listadas na Tabela 5-

20. A resistência a tensão das ligas fundidas Al usualmente estão em torno de 18 a 48 Ksi. Ligas

de Al fundidas em areia, por causa de seu grande tamanho relativo de célula dendrítica no que

implica em taxas de solidifiação mais lenta, tem resistência a tensão mais baixa do que ligas de Al

fundida em molde permanente ou injeção sob pressão. Resistências maiores são obtidas nos dois

últimos métodos por uma taxa de solidificação alta e menor porosidade de gás por utilizar moldes

de metal. Na injeção sob pressão a porosidade de gás é reduzida pela ação da pressão. Como

exemplo a liga 356 tem uma tesão de resistência mínima de 30 Ksi. Quando fundido em areia e

envelhecido para o pico de resistência (tratamento T6), mas quando é fundido em molde

permanente, tem-se um pico de resistência de 33 Ksi.

Tabela 5.20 – Propriedades Mecânicas de ligas de alumínio para fundição em areia, em

coquilha e sob-pressão*

Liga e Tratamento

Tipo de Fundição**

Resistência à tração, ksi

Resistência ao escoamento, ksi

Alongamento %

208 A 21 14 2,5 213 A 24 15 1,5 213 C 28 19 2,0

222-T551 C 37 35 <0,5 242-T571 C 40 34 1,0

295-T6 A 36 24 5,0 B295-T6 C 40 26 5,0

308 C 28 16 2 319-F C 34 19 2,5

FIGURA 5.33

Liga 242-T77, fundida em areia e termicamente tratada.

Os constituintes são os mesmos da microestrutura

apresentada na figura 5.32, mas as partículas de NiAl3 e

Cu3NiAl5 apresentam-se mais globulares. A precipitação

é causada pelo superenvelhecimento. (Cortesia de F.

Krill, Kaiser Aluminium Co., and as in Metal Handbook,

8th ed. vol. 7, American Society para Metals, 1972, p.

258).

49

319-T6 C 40 27 3,0 F332-T5 C 36 28 1,0 355-T6 C 42 27 4,0

C335-T61 C 44 34 3,0 356-T51 A 25 20 2,0 356-T6 A 37 24 3,5 356-T6 C 52 27 5,0 357-T6 C 47 43 5,0 359-T61 C 36 37 7,0

A332-T551 C 43 28 0,5 413 S 33 21 2,5 443 S 47 16 9,0 360 S 46 25 3,0

A360 S 48 24 5,0 380 S 48 24 3,0

A380 S 48 25 4,0 1 ksi = 6,89 Mpa * After “ASM Databook” publicado em Met. Prog., vol.112, no. 01, mid June 1977; and “ASM Databook,” publicado em Met. Prog., vol 114, no. 1, mid June 1978. **A: fundição em areia; C: fundição em coquilha; S: fundição sob pressão.

5.11 LIGAS DE ALUMÍNI0-LÍTIO

Ligas de alumínio foram desenvolvidas na década de 80 primeiramente para reduzir o peso

de aviões e estruturas aeroespaciais. Elas foram investigadas também para o uso em aplicações

criogênicas, como tanques de combustível com oxigênio e hidrogênio líquido em veículos

aeroespaciais. Contudo, o custo da liga Al-Li é tipicamente três à cinco vezes mais que o das ligas

convencionais de Al, isso devido à necessidade de equipamento especial para o processamento e

ao alto custo do Li. Deste modo, a aplicação destas ligas é limitada para programas onde a

redução de peso é a primeira preocupação.

Ligas Al – Li Comerciais

Visto que as ligas binárias de Al – Li tendem a ter baixas ductilidade e tenacidade a fratura,

foram produzidas ligas de Al – Li contendo Cu ou Cu e Mg, que fornecem precipitados finos e

homogêneos que aumentam a resistência da liga.

A tabela 5.21 lista a composição química de algumas ligas de Al – Li.

TABELA 5.21 - Composição química nominal de algumas ligas Al – Li comerciais

Liga %Li %Cu %Mg %Zr Aplicação 2090 2.2 2.7 - 0.12 Estruturas de aviões; tanques criogênicos 2091 2.0 2.1 - 0.10 Estruturas de aviões 8090 2.45 1.3 0.95 0.12 Estrutura de aviões

50

A liga 2090 foi desenvolvida para ser uma liga de alta resistência, com 8% mais baixa

densidade e 10% de aumento no módulo de elasticidade que a liga 7075 – T6, que é a liga de Al

com maior resistência, usada frequentemente em estruturas de aviões. A liga 2090 possui também

excelente soldabilidade e propriedades criogênicas e é própria para aplicações de formas

superplásticas. A liga 2091 foi desenvolvida para ser uma liga com tolerância de perdas, com 8%

de mais baixa densidade e 7% de maior módulo que a liga 2024 – T3. A resistência da liga 2091

não é tão alta que a da liga 2090 e, deste modo, é mais apropriado para estruturas secundárias. A

liga 8090 foi desenvolvida para ser uma liga com resistência média e tolerância de perdas, com

redução de aproximadamente 10% na densidade e aumento em 11% de módulo que as ligas 2024

e 2014.

Estrutura

A seqüência comum da transformação estrutural na decomposição da liga binária Al – Li

com 1% em peso de Li é

Solução Sólida Supersaturada → δ’ (Al3Li) → δ (AlLi)

Esta sequência apresenta-se por ter pouca ou nenhuma evidência para a formação de

zonas GP nos primeiros estágios da decomposição da solução sólida supersaturada das ligas Al–

Li. A fase primária metaestável delta (Al3Li) se forma rapidamente como um precipitado esférico

coerente na matriz da liga binária Al–Li. O reticulado constante do precipitado Al3Li está bem

combinado na matriz. Como resultado, a microestrutura de uma liga Al–Li depois de solubilizada

termicamente, resfriada e envelhecida por curtos tempos, abaixo da linha solvus δ´, é caracterizado

por uma distribuição homogênea de precipitados δ’ esféricos e coerentes. Estes precipitados

impedem a movimentação das discordâncias durante a deformação plástica, elevando com isso a

resistência da liga Al–Li. Precipitados homogêneos δ’ se mantêm coerentes após extensivo

envelhecimento. A baixa ductilidade e dureza da liga Al–Li, pode em parte, seguir por um

deslizamento não-homogêneo com as partículas esféricas Al3Li.

Durante o envelhecimento das ligas Al–Li, precipitações heterogêneas das fases de

equilíbrio delta (AlLi) também ocorrem, frequentemente nos contornos de grãos. As ligas Al–Li

consomem o Li da vizinhança das regiões dos contornos de grão e produzem zonas livres de

precipitados de Li em suas zonas adjacentes (ZLPs). As zonas ZLPs são mais frágeis do que a

matriz e podem promover a fratura intergranular.

Nas ligas comerciais de Al–Li, Cu ou Cu e Mg adicionados produzem precipitados semi-

incoerentes ou incoerentes tal como T1 (Al2CuLi), θ´ (CuAl2) ou S (Al2LiMg) para deslizamento

51

homogêneo. A presença de pequenas quantidades de zircônio (~0,1%) pára a precipitação

intergranular e inibe a recristalização.

EFEITO TERMOMECÂNICO. As ligas a base de Al–Li atingem o aumento de resistência e

tenacidade pela deformação depois de solubilizado e antes do envelhecimento. A deformação

antes do envelhecimento produz uma alta densidade de discordâncias que resultam em

precipitados finos e densos, formando locais de nucleação heterogênea. Estas discordâncias são

necessárias para a nucleação da fase T1 na liga 2090 e a fase S’ na liga 8090. A deformação é

usualmente aplicada por uma tensão de deformação para placas, chapas e extrusões e por

compressão para forjados.

Propriedades mecânicas

Ligas comerciais de Al – Li possuem baixa densidade, alto módulo específico e excelentes

propriedades de fadiga e criogênicas. A resistência a fadiga superior da ligas Al–Li em comparação

as ligas aeronáuticas 2xxx e 7xxx é devido ao alto nível de proteção de pontas de trinca em

trajetórias curvas induzidas pela rugosidade, fechando as trincas. Porém, ligas de Al–Li perdem

sua vantagem na fadiga por ligas de Al com alta resistência tratadas termicamente quando sob

compressão e amplitudes variáveis de tensão.

Algumas das principais desvantagens do pico de envelhecimento das ligas Al–Li é a

reduzida ductilidade e tenacidade a fratura em uma curta direção transversal da placa e da chapa.

As ligas Al–Li também mostram extensas taxas aceleradas de fratura sob fadiga quando há

pequenas trincas na microestrutura. Estas desvantagens têm retardado seu uso para substituição

direta das ligas Al–Li para repor ligas convencionais. Apesar das desvantagens, muitas toneladas

dessa liga leve de Al-Li serão usadas na estrutura do novo transporte C-17. A tabela 5.22 lista

algumas propriedades mecânicas das ligas Al–Li 2090 e 8090 tratadas termicamente.

TABELA 5.22 - Propriedades de Tensão Mecânica de algumas ligas Al – Li

UTS Tensão de Escoamento

KIC Liga e Têmpera ksi MPa ksi MPa

Elong. Ksi . in1/2 Mpa . m1/2

2090 – T83 (L)* 80 550 75 517 6 40 44 8090 – T81 (L)

(sub envelhecida) 60 413 47 323 10- 12 86 – 150 94 – 165

8090 – T84 (L) (pico de envelhecimento)

70 482 58 400 4 – 5 68 75

Nota-se que a resistência da liga 2090–T83 é similar ao da liga 7075–T6. Porém, a resistência da

liga 8090–T84 é consideravelmente menor se comparada a liga 7075–T6.

52

Exemplo-Problema 5.1. Uma chapa de uma liga de Al é laminada a frio 20% para uma espessura de

2,75mm. A chapa, é em seguida novamente laminada a frio para 2,00mm. Qual é a porcentagem de trabalho

a frio?

Solução:

nicialespessurai

inalespessurafnicialEspessuraiioreduçãoàfr

−=%

Primeiramente determinamos a espessura inicial da chapa pela consideração da primeira redução à

frio de 20%. Considerando X para a espessura inicial da chapa, então:

20,075,2

=−

x

mmx

xmmx 20,075,2 =−

mmx 44,3=

Podemos agora determinar a porcentagem total de trabalho a frio da espessura inicial para a

espessura final pela relação:

%9,4144,3

44,1

44,3

00,244,3==

−mm

mm

mm

mmmm

Exemplo-Problema 5.2. Se 0,500h são necessárias para uma liga 7075–T6 alcançar uma resistência de 172

Mpa à 230ºC e 100h à 190ºC para alcançar a mesma resistência, qual é a energia de ativação do processo

em KJ/mol? Assuma que o processo obedece a equação de Arrhenius, RT

QCTempo exp= , onde R =

8.314 J/(mol.K) e T é em Kelvin.

Solução:

2exp

1exp

2

1

RT

QRT

Q

t

t=

onde

t1 = 6000min

t2 = 30min

T1 = 190ºC = 463K

T3 = 230ºC = 503K

53

−=503

1

463

1

314,8exp

30

600 Q

ou

( ) 298,5001988,00021598,0314,8

)200ln( =−=Q

molKJmolJQ /4,256/400,256 ==

SAIBA MAIS: Outras Bibliografias Indicadas

ALUMINIUN Association. Aluminium: Properties and Physical Metallurgy. Ohio: American

Society for Metals, 1984.

METALS Handbook Committee. Metals handbook Atlas of Microstructures of Industrial

Alloys, v. 7, 8a. ed. Aluminium Alloys. Ohio: American Society for Metals, 1984.