Caracterização microestrutural de ligas eutéticas de alumínio no estado bruto de fusão e tratadas termicamente por homogeneização

Texto

(1)UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO GRANDE DO NORTE CENTRO DE TECNOLOGIA (CT) CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DA TERRA (CCET). PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS. CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DE LIGAS DE ALUMÍNIO EUTÉTICAS NO ESTADO BRUTO DE FUSÃO E TRATADAS TERMICAMENTE POR HOMOGENEIZAÇÃO. JULIANO AUGUSTO MEDEIROS DE MENEZES E OLIVEIRA. Orientador: Prof. Dr. Mauricio Mhirdaui Peres. Tese n °.___________/ PPGCEM. Natal – RN 2017 1.

(2) JULIANO AUGUSTO MEDEIROS DE MENEZES E OLIVEIRA. CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DE LIGAS DE ALUMÍNIO EUTÉTICAS NO ESTADO BRUTO DE FUSÃO E TRATADAS TERMICAMENTE POR HOMOGENEIZAÇÃO. Monografia apresentada ao programa de pós graduação em ciências e engenharia de materiais da Universidade Federal do Rio Grande do Norte como requisito parcial na obtenção de título de mestre em ciência e engenharia de materiais.. Orientador: Prof. Dr. Mauricio Mhirdaui Peres Co-orientador: Prof. Dr. Augusto José de Almeida Buschinelli. NATAL-RN 25 de agosto de 2017. 2.

(3) Universidade Federal do Rio Grande do Norte – UFRN Sistema de Bibliotecas – SISBI Catalogação da Publicação na Fonte - Biblioteca Central Zila Mamede Oliveira, Juliano Augusto Medeiros de Menezes e. Caracterização microestrutural de ligas eutéticas de alumínio no estado bruto de fusão e tratadas termicamente por homogeneização / Juliano Augusto Medeiros de Menezes e Oliveira. - 2017. 98 f.: il. Dissertação (mestrado) - Universidade Federal do Rio Grande do Norte, Centro de Ciências Exatas e da Terra, Pós-Graduação em Ciências e Engenharia de Materiais. Natal, RN, 2017. Orientador: Prof. Dr. Mauricio Mhirdaui Peres. 1. Alumínio - Dissertação. 2. Eutético - Dissertação. 3. Homogeneização - Dissertação. I. Peres, Mauricio Mhirdaui. II. Título. RN/UF/BCZM. CDU 546.62.

(4) JULIANO AUGUSTO MEDEIROS DE MENEZES E OLIVEIRA. CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DE LIGAS DE ALUMÍNIO EUTÉTICAS NO ESTADO BRUTO DE FUSÃO E TRATADAS TERMICAMENTE POR HOMOGENEIZAÇÃO. Natal 25 de Agosto de 2017. ________________________________________________ Prof. Dr. Mauricio Mhirdaui Peres Orientador – UFRN Presidente. ________________________________________________ Prof. Dr. Rubens Maribondo do Nascimento Membro Interno - UFRN. ________________________________________________ Prof. Dr. Wanderson Santana da Silva Membro Externo - UFSC. 3.

(5) .. Dedico este trabalho a minha mãe Ana Maria e aos meus irmãos Marco e Mariana.. 4.

(6) AGRADECIMENTOS. Agradeço primeiramente aos meus professores orientadores, Prof. Augusto José Almeida Buschinelli, Prof. Maurício Mhirdaui Peres e o Prof. Rubens Maribondo do Nascimento por contribuírem a minha edificação profissional e pessoal. Seu conhecimento e apoio tornaram esse trabalho realidade. Agradeço a Jaciane e a todos os amigos pela oportunidade de compartilhar experiências, consciente de que estes momentos não serão apagados da memória Agradeço aos técnicos do laboratório de caracterização de materiais, Carla e Igor, por suas valiosas análises e sugestões. Agradeço a todos os funcionários, professores e alunos que de alguma forma me ajudaram a concretizar esse trabalho. Agradeço ainda, ao pessoal da coordenação de aperfeiçoamento de pessoal de nível superior, CAPES pelo apoio financeiro. Sou grato em respeito a aqueles que para um fim contribuíram à sua maneira, aqueles em vigília, aos atentos e de bom grado, ainda aos de mau grado, sou grato. Sou grato pelas atoardas, pelos fatos, pois todos eles contribuíram para um fim, para essa história, e sem todos estes, o final, este não seria escrito assim ... somos um grande jardim, florescendo apenas se semeados. Que a vontade torne chão em leiva e a semente em auspicioso legado, o homem afortunadamente naquilo o que ele é e o seu destino o domínio do próprio reinado.. “A gratidão não custa nada, porém tem um valor imenso”. Augusto Branco.. 5.

(7) Caracterização Microestrutural de Ligas de Alumínio Eutéticas no Estado Bruto de Fusão e Tratadas Termicamente por Homogeneização. RESUMO. As ligas de alumínio na composição eutética apresentam como característica baixa temperatura de fusão e uma microestrutura complexa formada por constituintes eutéticos. Elas podem ser aplicadas na indústria de fundição, por apresentarem adicionalmente alta fluidez e baixa tendência à formação de porosidade e de trincamento a quente. Foram produzidas por fundição em areia as ligas eutéticas do sistema Al-Cu (binária), Al-Cu-Si e Al-Cu-Mg (ternárias) e AlCu-Si-Mg (quaternária). As ligas foram analisadas microestruturalmente no estado bruto de fusão e no estado após tratamento térmico de homogeneização à 495 ºC por até 24 horas, via Fluorescência de Raios-X (FRX), Difração de Raios-X (DRX) e Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) com sistema de Energia Dispersiva de Varredura (EDS). Os resultados mostraram a formação das principais fases constituintes no estado de equilíbrio termodinâmico, a formação significativa de constituintes eutéticos e a formação em pequena quantidade de intermetálicos Al5FeSi (plaquetas) e AlFeSiMgCu (escrita chinesa), comumente encontradas devido à presença intrínseca do ferro como impureza em ligas de alumínio.. Palavras chave: alumínio, eutético, homogeneização, fundição, microestrutura.. 6.

(8) Microstructural Characterization of Eutectic Aluminum Alloys in the As-Cast State and Heat Treated by Homogenization. ABSTRACT. The aluminum alloys in the eutectic composition have a characteristic low melting temperature and a complex microstructure formed by eutectic constituents. They can be applied in the foundry industry, as they additionally present high fluidity and low tendency to the formation of porosity and hot cracking. The Al-Cu (binary), Al-Cu-Si and Al-Cu-Mg (ternary) and AlCu-Si-Mg (quaternary) systems were produced by sand casting. The alloys were analyzed microstructurally in the as-cast condition and after homogenizing heat treatment at 495 ° C for until 24 hours, via x-rays fluorescence (FRX), x-rays diffraction (XRD) and scanning electron microscopy (SEM) with dispersive scanning energy system (EDS). The results showed the formation of the main constituent phases in the thermodynamic equilibrium state, the significant formation of eutectic constituents and the formation of a small amount of intermetallic Al5FeSi (platelets) and AlFeSiMgCu (chinese writing), commonly found due to the intrinsic presence of iron as an impurity In aluminum alloys. Keywords: aluminum, eutectic, homogenization, foundry, microstructure.. 7.

(9) SUMÁRIO 1. ......................................................................................................................... INTRODUÇÃO ............................................................................................................................................................... 16 1.1. Considerações gerais ........................................................................................................... 16. 2. .............................................................................................................................. OBJETIVOS ............................................................................................................................................................... 18 2.1 Objetivo Geral ........................................................................................................................... 18 2.2 Objetivos específicos ................................................................................................................. 18 3. ............................................................................................................ REVISÃO LITERÁRIA ............................................................................................................................................................... 19 3.1 Classificação das Ligas de Alumínio........................................................................................ 19 3.1.1......................................................................... Elementos de liga para ligas de alumínio ....................................................................................................................................................... 20 3.1.2.......................................................... Ligas de Al para Fundição, Soldagem e Brasagem ....................................................................................................................................................... 21 3.1.4................................................................................ Ligas endurecíveis por precipitação ....................................................................................................................................................... 22 3.1.5................................................................................... Ligas eutéticas contendo alumínio ....................................................................................................................................................... 22 3.2. Morfologias em ligas metálicas .......................................................................................... 28. 3.3. Morfologias eutéticas .......................................................................................................... 29. 3.3.1..........................................................................................Eutéticos lamelares e fibrosos ....................................................................................................................................................... 30 3.3.2................................................................. Eutéticos de crescimento regular ou irregular ....................................................................................................................................................... 31 3.4. Ligas Al-Cu .......................................................................................................................... 33. 3.5. Ligas Al –Si –Cu .................................................................................................................. 35. 3.6. Ligas Al-Cu-Mg ................................................................................................................... 37. 3.7. Ligas Al-Si-Cu-Mg .............................................................................................................. 39. 3.8. Tratamento térmico de Homogeneização.......................................................................... 39. 3.9. Cinética da homogeneização ................................................................................................... 40 3.9.1 Temperatura e tempo......................................................................................................... 40 3.9.2 Equação de cinética de Homogeneização ......................................................................... 43 3.10 Técnicas de refinamento de grão de ligas de Al .................................................................... 44 3.10.1 Refinadores de grão ......................................................................................................... 44 3.10.2 Envenenamento do refinamento de grão........................................................................ 46 3.11 Modificação do Si .................................................................................................................... 47 8.

(10) 4. MATERIAIS E MÉTODOS........................................................................................................... 49 4.1 Materiais .................................................................................................................................... 49 4.2 Processamento por Fundição ................................................................................................... 49 4.2.1 Matérias-primas e forno .................................................................................................... 49 4.2.2 Fundição das ligas Al-33Cu, Al-27Cu-5Si, Al30Cu3Mg e Al-11Si-4Cu-0,3Mg ............ 51 4.3 Caracterização Microestrutural .............................................................................................. 53 4.3.1 DRX ..................................................................................................................................... 53 4.3.2 MEV/EDS............................................................................................................................ 54 4.3.3 Microdureza........................................................................................................................ 56 5. RESULTADOS E DISCUSSÃO .................................................................................................... 57 5.1 Fundição ..................................................................................................................................... 57 5.2 Análise química por Fluorescência de Raios-X ...................................................................... 57 5.3 Análise microestrutural via DRX ............................................................................................ 59 5.3.1 Liga Al33Cu ........................................................................................................................ 60 5.3.2 Liga Al27Cu5Si................................................................................................................... 62 5.3.3 Liga Al30Cu3Mg ................................................................................................................ 64 5.3.4 Liga Al11Si4Cu0,3Mg ........................................................................................................ 66 5.4 Análise Microestrutural via MEV/EDS .................................................................................. 67 5.4.1 Liga Al33Cu ........................................................................................................................ 67 5.4.2 Liga Al27Cu5Si................................................................................................................... 71 5.4.3 Liga Al30Cu3Mg ................................................................................................................ 79 5.4.4 Liga Al11Si4Cu0,3Mg ........................................................................................................ 84 5.5 Análise da Microdureza da Ligas Eutéticas Produzidas ....................................................... 91 6. CONCLUSÕES ............................................................................................................................... 93 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ............................................................................. 94 REFERÊNCIAS .................................................................................................................................. 95. 9.

(11) LISTA DE FIGURAS Figura 1. Os principais elementos de ligas das ligas de alumínio. Adaptado ASM handbook vol.09p.1690[18] ...................................................................................................................... 20 Figura 2. Diagrama de fases Al-Ge. McAllister & Murray, 1984 ............................................ 23 Figura 3. Microestrutura de uma liga hipoeutética de Al com 25 % peso de Ge (germânio) no estado como fundida, com a presença de cristais primários de Al e o constituinte eutético. Fonte: Quadakkers, 1981 [23] .................................................................................................. 24 Figura 4.Liga ternária hipereutética com 60 % em peso de Ge, além de 4 % de Si e o restante Al, contendo incrustação de cristais primários de Ge, além de cristais mistos não-homogêneos de GeSi. Fonte: Quadakkers, 1981 [23] ................................................................................... 24 Figura 5: Diagrama de equilíbrio isomorfo Ge-Si, contendo indicação da linha solidus para ligas fora do equilíbrio, na altura da Tf do Ge puro. Fonte: Quadakkers, 1981 [23] ............... 25 Figura 6. Diagrama pseudo-binário Al-Si para um teor fixo de 15% em peso de Ge: os pontos negros indicam a linha solidus correspondente à presença do eutético Al-Ge a 424 C. Fonte: Quadakkers, 1981 [23] ............................................................................................................. 25 Figura 7. Diagrama de fases Al-Zn. [25] .................................................................................. 26 Figura 8. Diagrama de fases Al-Sn. [26] .................................................................................. 28 Figura 9. Morfologias microestruturais típicas. (a) Solução sólida monofásica típica de uma liga de alumínio comercialmente pura (1xxx e 1xx.x). (b) Segunda fase dispersa típica de uma liga de alumínio deformada e tratada termicamente. (c) Rede contínua de segunda fase típicas de ligas como em estado de fundida. (d) Rede descontínua de partículas de segunda fase em ligas fundidas ou forjadas tratadas termicamente. (e) microestrutura duplex. (ASM handbook, vol09, p1694) [18] .................................................................................................................... 29 Figura 10. Microestrutura eutética fibrosa de molibdênio (fibras) numa matriz de NiAl. E. Blank......................................................................................................................................... 30 Figura 11. Microestrutura de um ferro fundido cinzento mostrando grafita em flocos. Seção transversal atacada com Nital. ASM Handbook Vol. 15.......................................................... 31 Figura 12. Exemplo de microestrutura eutética lamelar de crescimento regular (Al-Al2Cu). Seção transversal de uma amostra solidificado direccionalmente. Como polida. ASM handbook vol. 15 ...................................................................................................................... 32 Figura 13. Microestrutura de liga eutética de Al-Si proveniente de um crescimento irregular. [15] ........................................................................................................................................... 32 Figura 14. Diagrama de fases do sistema Al-Cu. (Mondolfo, 1976) [29] ................................ 34 10.

(12) Figura 15.a) Eutético Al2Cu e b) Bloco de Al2Cu. Sjölander∗, Seifeddine ............................ 35 Figura 16. Diagrama de fases do sistema Al-Cu-Si: (a) Líquidus; (b) Solidus; (c) Solvus [31] .................................................................................................................................................. 36 Figura 17. Diagrama de fases do sistema Al-Cu-Mg: a) Liquidus b) Solidus [29] .................. 38 Figura 18. Curvas de aquecimento para tarugos de AA2014 com vários diâmetros. [35] ....... 43 Figura 19. Curvas de cinética de homogeneização[36] ............................................................ 44 Figura 20. Imagem da seção transversal de uma amostra deligaAl-3%Si a). Sem inoculante, b) com inoculante. [39] ................................................................................................................. 46 Figura 21. Micrografias ópticas de uma liga Al-10 wt% Si- 0,1wt% Fe mostrando microestrutura eutética: a) e b) não modificadas e c) e d) modificadas pela adição de 200 ppm de estrôncio [43] ....................................................................................................................... 48 Figura 22. Forno Mufla EDG 7000 .......................................................................................... 50 Figura 23. Difratômetro SHIMADZU XRD 7000 ................................................................... 53 Figura 24. MEV modelo HITACHI TM 3000 ......................................................................... 55 Figura 25. EDS modelo Bruker® ............................................................................................. 55 Figura 26. Fundição em areia ................................................................................................... 57 Figura 27. Espectro do DRX da amostra de Al33Cu não tratada. ............................................ 61 Figura 28.Espectro do DRX da amostra de Al33Cu tratada por 495 °C por 24 horas. ............ 61 Figura 29. Difratograma da amostra de Al-Cu-Si sem tratamento. .......................................... 63 Figura 30. Difratograma da amostra de Al-Cu-Si tratada termicamente (homogeneização) a 495 °C por 24 horas. ................................................................................................................. 63 Figura 31. Difratograma da liga Al-Cu-Mg sem tratamento .................................................... 65 Figura 32. Difratograma da liga Al-Cu-Mg tratada termicamente (homogeneização) por 24 horas a 495 °C .......................................................................................................................... 65 Figura 33. Difratograma da liga AlSiCuMg sem tratamento ................................................... 66 Figura 34. Difratograma da liga AlSiCuMg tratada termicamente (homogeneização) por 24 h a 495°C. .................................................................................................................................... 66 Figura 35. Micrografias obtidas com o MEV. a) Al-Cu-Mg, b) Al-Cu-Si, c)Al33Cu, d) AlSiCuMg................................................................................................................................. 67 Figura 36. Micrografia obtida por MEV da amostra da liga Al-33Cu não tratada com ampliação de 1000X. ................................................................................................................ 68 Figura 37. Micrografia obtida por MEV da amostra da liga Al-33Cu tratada termicamente (homogeneização) com ampliação de 1000X. .......................................................................... 68 11.

(13) Figura 38. Análise por EDS da microestrutura mostrada na figura 37 da amostra de Al-33Cu tratada termicamente................................................................................................................. 69 Figura 39. EDS mostrando a distribuição química elementar da liga Al-33Cu tratada ........... 69 Figura 40. Micrografia por MEV mostrando a identificação elementar por EDS da amostra Al33Cu sem tratamento ............................................................................................................ 70 Figura 41. EDS da micrografia da amostra Al-33Cu não tratada. ............................................ 71 Figura 42. Microestrutura de uma liga Al-Cu-Si não tratada obtida com o auxilio do MEV em ampliação de 1000x. ................................................................................................................. 72 Figura 43. EDS da liga AlCuSi não tratada termicamente em aumento de 1000X. Na legenda: Verde – Al, lilás–Si, Amarelo – Cu e vermelho - Fe................................................................ 73 Figura 44. EDS com a distribuição elementar química da amostra de liga Al-Cu-Si não tratada .................................................................................................................................................. 73 Figura 45. Microestrutura da liga Al-Cu-Si tratada termicamente a 495° por 24 H obtida por MEV em ampliação de 1000X. ................................................................................................ 74 Figura 46. EDS da liga AlCuSi tratada termicamente por 24h a 495 °C em aumento de 1000X. Na legenda: Verde – Al, lilás– Si, amarelo – Cu e vermelho - Fe ........................................... 75 Figura 47. EDS com a distribuição elementar química da amostra de liga Al-Cu-Si .............. 75 Figura 48. EDS da liga AlCuSi tratada termicamente por 24h a 495 °C em aumento de 1000X. Na legenda: Verde – Al, lilás– Si, amarelo – Cu e vermelho - Fe ........................................... 76 Figura 49. EDS com a distribuição elementar química da amostra de liga Al-Cu-Si tratada termicamente por 24 H a 495 °C .............................................................................................. 76 Figura 50. EDS da liga AlCuSi tratada termicamente por 24h a 495 °C em aumento de 1000X. Na legenda: Verde – Al, lilás– Si, amarelo – Cu e vermelho – Fe ........................................... 77 Figura 51. EDS com a distribuição química da amostra de liga Al-Cu-Si tratada termicamente por 24h por a 495 °C. ............................................................................................................... 77 Figura 52. Medição do espaçamento dendrítico secundário..................................................... 78 Figura 53. Microestrutura da liga Al-Cu-Mg como fundida obtida por MEV em ampliação de 2000X. ...................................................................................................................................... 79 Figura 54. Microestrutura da liga Al-Cu-Mg como fundida obtida por MEV e analisada por EDS........................................................................................................................................... 80 Figura 55. Disposição química elementar da microestrutura da liga Al-Cu-Mg como fundida obtida por EDS disposta em quadros separados ....................................................................... 80 Figura 56.Análise química pontual feita por EDS na microestrutura da Liga AlCuMg .......... 81 12.

(14) Figura 57. Análise por EDS mostrando através da incidência de picos a composição química pontual. ..................................................................................................................................... 81 Figura 58. Quadro com diferentes microestruturas obtidas por MEV circunscritas em vermelho estão as estruturas de morfologia eutética. ............................................................... 83 Figura 59. Microestrutura da liga AlCuMg tratada termicamente (homogeneização) por 24 h a 495 °C obtidas por MEV em diferentes ampliações ................................................................ 84 Figura 60. Micrografia da Liga Al11Si4Cu0,3Mg sem tratamento via MEV em ampliação de 2500X ....................................................................................................................................... 85 Figura 61. Microestrutura da liga Al11Si4Cu0,3Mg como fundida obtida por MEV e analisada por EDS. ................................................................................................................... 86 Figura 62. Disposição química elementar da microestrutura da liga Al11Si4Cu0,3Mg como fundida obtida por EDS disposta em quadros separados .......................................................... 86 Figura 63. Microestrutura da liga Al11Si4Cu0,3Mg tratada termicamente por homogeneização por 24 horas a 495°C. ................................................................................... 87 Figura 64. Micrografia obtida via MEV (à direita) analisada via EDS com ampliação de 1000x mostrando estrutura gráfica do estilo escritura chinesa ................................................. 88 Figura 65. Disposição química elementar da microestrutura da liga Al11Si4Cu0,3Mg tratada termicamente por homogeneização por 24 h a 495 °C obtida por EDS disposta em quadros separados .................................................................................................................................. 88 Figura 66. Análise por EDS mostrando através da incidência de picos a composição química pontual. ..................................................................................................................................... 89 Figura 67. Micrografia da liga Al11Si4Cu0,3Mg (homogeneizada) obtida por MEV em ampliação de 1000X mostrando a estrutura de espinha de peixe típica da presença de ferro. . 90 Figura 68. Mostra a microestrutura obtida por MEV e analisada por EDS.............................. 90 Figura 69. Gráfico da microdureza Vickers das amostras tratadas e não tratadas por homogeneização ....................................................................................................................... 91. 13.

(15) LISTA DE TABELAS Tabela 1. Reações invariantes em ligas ternárias do sistema Al-Cu-Mg [31]. Adaptado pelo autor. ......................................................................................................................................... 37 Tabela 2. Reações monovariantes em ligas ternárias do sistema Al-Cu-Mg [31] Adaptado pelo autor .......................................................................................................................................... 38 Tabela 3. Difusividade e energia de ativação de alguns elementos no alumínio a 475 °C. [31] Adaptado pelo autor.................................................................................................................. 41 Tabela 4. Composição química da liga de alumínio AA2014. [35]Adaptado pelo autor......... 42 Tabela 5. Tempo de homogeneização em várias temperaturas para uma liga de alumínio do tipo AA2014 com diferentes tamanhos de grão. [36]Adaptado pelo autor .............................. 42 Tabela 6. Composição química da pré liga Al-12Si. ................................................................ 49 Tabela 7. Composição química da pré-liga Mg-10Al. ............................................................. 50 Tabela 8. Parâmetros de fundição para a liga Al-33Cu ............................................................ 51 Tabela 9. Parâmetros da fundição da liga Al-27Cu-5Si ........................................................... 52 Tabela 10. Parâmetros da fundição da liga Al30Cu3Mg.......................................................... 52 Tabela 11. Parâmetros da fundição da liga AlSiCuMg ............................................................ 52 Tabela 12. Parâmetros de análises por DRX ............................................................................ 54 Tabela 13. Composição química das ligas estudadas obtidas por FRX ................................... 58 Tabela 14. Quantificação elementar química obtida por EDS da região circunscrita em amarelo ..................................................................................................................................... 82 Tabela 15. Quantificação elementar química obtida por EDS da região circunscrita em amarelo (figura 66) ................................................................................................................... 89 Tabela 16. Média e Desvio padrão para micro dureza Vickers ................................................ 91. 14.

(16) LISTA DE SÍGLAS. DRX: Difração de Raios-X; D0: Do elemento que rege a difusão EDS: Energia Dispersiva de Varredura FRX: Fluorescência de Raios-X; K: Kelvin L: comprimento longitudinal (paralelo a extração de calor ou a direção de crescimento) MEV: Microscopia Eletrônica de Varredura; n: número de braços dendríticos secundários Q= energia de ativação do átomo que rege o mecanismo de difusão R= a constante dos gases é 8,21 J/(mol K), T= Temperatura em kelvin t= Tempo wt% = porcentagem em peso. at% = porcentagem atômica λ2 – Espaçamento dendrítico secundário. 15.

(17) 1. INTRODUÇÃO. 1.1 Considerações gerais. Com o passar dos anos a importância estratégica do alumínio vem crescendo de forma acentuada no Brasil e no mundo [1]. Ele é hoje o metal não ferroso mais produzido e consumido no planeta, tendo no ano de 2015 uma produção mundial estimada em 57,5 milhões de toneladas onde a China, seu maior produtor, contribuiu com cerca de 31,2 milhões de toneladas, ou seja, cerca de 54% de todo alumínio produzido no planeta. O Brasil detém a 3ª maior reserva de bauxita (minério de alumínio) do mundo e sua produção anual em 2016 alcançou as 800 mil toneladas [1,2-3]. Além da sua elevada abundância grande parte de sua importância mundial é creditada a alta versatilidade de qualidades que o alumínio pode apresentar, tendo em si a escolha para uma gama vasta de aplicações que vão desde o emprego estético a aplicações de engenharia diversas que necessitem de leveza, resistência a corrosão, conformabilidade, resistência mecânica específica (materiais resistentes e que ainda possuam leveza), condução térmica e elétrica [4,5,6]. O leque de qualidades se estende a reciclabilidade (alumínio secundário) e, para a produção de ligas de alumínio por fundição, o baixo ponto de fusão. Quanto ao último aspecto esses podem variar entre valores que vão de 660 °C, alumínio puro, a 425 °C em ligas alumínio germânio até 380 °C para ligas do sistema alumínio-zinco [6-7-8] chegando a 228,3 °C para ligas Al-Sn. Suas propriedades o torna uma escolha cada vez mais consolidada em vários ramos da indústria, em especial em aplicações que necessitem de estruturas leves e que ainda assim retenham resistência. Um exemplo disso está em seu amplo uso nas indústrias automotivas e aeroespaciais. O pioneiro uso na aviação através das mãos do engenheiro Hugo Junkers em 1919 revolucionou a indústria aeronáutica. Na época, Junkers utilizou um alumínio da série 2xxx popularmente conhecido como duralumínio (Al, Cu e Mg) ainda hoje muito utilizado na fabricação de aviões comerciais. A partir dessa inovação a indústria aeronáutica conseguiu reduzir custos, porém ainda assim, a busca por novas tecnologias continua. Problemas antigos como maior autonomia, leveza, segurança e conforto nas aeronaves continuam a impulsionar a busca por respostas [7-9]. 16.

(18) O uso de materiais compósitos é uma nova abordagem a alguns dos novos e antigos problemas. Com eles busca-se obter soluções a partir da junção de materiais diferentes conseguindo assim novos materiais com propriedades superiores. Nas últimas duas décadas foram desenvolvidas três abordagens para a obtenção de sistemas metálicos com características de “self healing” ou “self repairing” (auto-reparo). Uma dessas é a chamada SMASH (shape memory alloys self healing) uma abordagem que consiste basicamente na construção de um compósito de matriz metálica com propriedades de autoreparo. Numa abordagem alternativa ao SMASH engenheiros da Universidade Federal do Rio Grande do Norte propuseram um compósito de matriz metálica ou MMC formado por camadas alternadas de duralumínio (semelhante ao usado por Junkers) e camadas de uma liga eutética de alumínio-cobre, estas por sua vez, reforçadas por fibras de liga com efeito de memória de forma (SMA – Shape Memory Alloy). A ideia é produzir peças que a partir de um tratamento térmico se auto reparem mecanicamente pela ação dos fios de SMA (fechamento de trincas) e posteriormente se auto reparem metalurgicamente das trincas fechadas pelos fios de SMA através da brasagem pela liga eutética. [11, 12, 13, 14] Nesse contexto é que se insere o desenvolvimento dessa dissertação de mestrado, tratando basicamente da obtenção e caracterização microestrutural das ligas eutéticas destinadas a construção de compósitos de matriz metálica para a abordagem alternativa àquela apresentada pelo projeto SMASH. 17.

(19) 2. OBJETIVOS. 2.1 Objetivo Geral. Caracterizar a microestrutura de ligas eutéticas a base de alumínio no estado bruto de fusão e tratadas termicamente por homogeneização. 2.2 Objetivos específicos. I.. Obter por fundição em molde cerâmico as ligas Al-Cu, Al-Cu-Si, Al-Cu-Mg e Al-SiCu-Mg. II. III.. Submeter as ligas a tratamento térmico de homogeneização de até 24 horas Caracterizar os materiais em estado como fundido e após tratamento térmico, análise microestrutural por MEV/EDS, FRX e DRX.. IV.. Analisar a dureza das ligas eutéticas produzidas e correlacionar com o tratamento de homogeneização.. 18.

(20) 3. REVISÃO LITERÁRIA. 3.1 Classificação das Ligas de Alumínio. Em função das ótimas propriedades de fundição tais como, baixo ponto de fusão e elevada fluidez, as ligas de alumínio se destacam e são largamente utilizadas na produção de peças fundidas com seções finas e alto grau de complexidade. Além disso propriedades como baixa retração térmica e pouca tendência ao trincamento a quente, boa estabilidade térmica e bom acabamento superficial ainda as destacam como boa alternativa aos processos de fundição[15]. Em termos de nomenclatura das ligas de alumínio a mais seguida e aceita é sem dúvida a realizada pela Associação Americana do Alumínio. Ela permite organizar as ligas de alumínio em nove séries distintas dividindo-as quanto a sua composição, elas são [16]: . 1XX.X – Alumínio comercial mente puro (>99.0%). . 2XX.X – Ligas Al – Cu. . 3XX.X – Al –Si – Mg/Cu. . 4XX.X – Al – Si. . 5XX.X – Al – Mg. . 6XX.X – Sem utilização. . 7XX.X – Al - Zn. . 8XX.X – Al – Sn. . 9XX.X – Al e outros elementos [16] As adições de elementos de liga para a fundição de ligas de alumínio vão desde. incremento na fluidez quando no vazamento, resistência a trincas de contração (adições de silício) ao aumento da dureza e resistência mecânica (adições de cobre) e até ainda em aplicações que exijam boa resistência e ductilidade e em ambientes que necessitem de maior resistência a corrosão (adição de magnésio). O número de ligas projetáveis com a inserção desses tipos de elementos de ligas é vasto, assim, podem ser desenvolvidos para os mais diversos tipos de aplicações. [5,7]. 19.

(21) 3.1.1 Elementos de liga para ligas de alumínio. Na grande maioria dos casos apenas quatro tipos de elementos são usados para projetar ligas a base de alumínio. Três elementos metálicos, magnésio, zinco e cobre e um elemento de liga semicondutor, o silício. Todos os elementos citados formam sistemas binários eutéticos que como dito anteriormente possuem em certas concentrações uma fase líquida se transformando em duas outras fases sólidas. É sabido que apenas sete elementos de liga ultrapassam a solubilidade máxima de 1 % no alumínio, eles são: Magnésio, cobre, lítio, silício, manganês, germânio e prata. Dos citados apenas dois apresentam uso restrito devido a aspectos econômicos. A prata por ser um metal precioso e o germânio devido sua escassez e aplicações específicas em semicondutores. [17] Então existem três principais grupos de ligas de alumínio, elas são: As ligas de alumínio para fundição na qual estão incluídas as ligas de Al-Si, Al-Cu-Si. As ligas trabalháveis mecanicamente: Al-Mg, Al-Mn. E as ligas endurecíveis por precipitação Al-Cu, Al-Zn, Al-Li. Abaixo, na figura 1, podemos ver um diagrama que mostra os principais elementos de ligas usados em ligas de alumínio e os seus três principais grupos:. Figura 1. Os principais elementos de ligas das ligas de alumínio. Adaptado ASM handbook vol.09p.1690[18]. 20.

(22) 3.1.2 Ligas de Al para Fundição, Soldagem e Brasagem. Ligas Al – Si – A grande aplicabilidade e sucesso comercial dessas ligas se deve ao fato da sua elevada fluidez e baixa retração quando destinadas à brasagem, soldagem e fundição. Possuem elevada resistência a corrosão, porém são muito frágeis devido a estrutura grosseira em função da presença do silício. Um tratamento chamado de tratamento de “modificação” melhora as características estruturais elevando propriedades como resistência e ductilidade. Uma explanação mais aprofundada das técnicas de refinamento de microestrutura será feita mais adiante. A adição de cobre ou magnésio ainda tornam a liga passível de tratamento térmico. [58] Ligas Al – Cu – Si – Possuem sua aplicabilidade essencialmente voltada para a fundição. Têm excelente moldabilidade e após tratamento térmico adquirem as melhores propriedades mecânicas que as ligas binárias provenientes dos sistemas Al- Cu e Al - Si. Apresentam boa resistência a corrosão e estanqueidade (Baixa porosidade). [15] Ligas Al – Si - Mg – São as ligas de alumínio mais largamente usadas em fundição devido suas características de fundibilidade. A expansão do constituinte de silício durante a solidificação compensa a contração do alumínio diminuindo a tendência de trincas a quente e por contração. [2]. 3.1.3 Ligas trabalháveis mecanicamente. Ligas Al – Mg – Formam uma importante classe de ligas não tratáveis. O magnésio provém um aumento substancial de resistência e boa ductilidade quando trabalhado mecanicamente a frio além de conferir excelente soldabilidade e resistência a corrosão. São as ligas de alumínio que apresentam a melhor combinação dessas características além de serem facilmente anodizadas. [5-8] Alumínio Al – Mn – Geralmente o manganês eleva a resistência de ligas forjadas de alumínio. Quando presentes em compostos intermetálicos não dissolvidos geralmente tem o efeito de 21.

(23) reduzir a ductilidade. Um outro importante efeito do manganês em ligas de alumínio é a redução da susceptibilidade a corrosão intergranular e também sob tensão. [8]. 3.1.4 Ligas endurecíveis por precipitação. Ligas binárias de Al - Cu e ternárias de Al-Cu-Mg – O cobre possui elevada solubilidade em ligas de alumínio, sua principal função é possibilitar a modificação controlada de propriedades como dureza, resistência mecânica e ductilidade através de tratamento térmico. Propriedades como a ductilidade são influenciadas diretamente pela forma na qual o mesmo está distribui na matriz metálica. A adição de magnésio a ligas de Al-Cu eleva tanto a magnitude como a taxa de um possível tratamento de envelhecimento. Em geral as ligas de alumínio e cobre possuem boa resistência mecânica e excelente usinabilidade, contudo suas resistências a oxidação e a corrosão são baixas. [2-5-8] Ligas Al – Lí – Sistemas binários de Al-Li oferecem combinações interessantes de alto módulo de elasticidade e baixa densidade. O lítio apresenta uma significante solubilidade no alumínio, com um valor máximo de 4% em peso. Esse valor se mostra bastante relevante visto que a cada 1% adicionado, a liga de alumínio tem sua densidade reduzida em 3% e seu módulo de elasticidade aumenta cerca de 6% fato [2-8] Ligas Al – Zn – As ligas binárias de alumínio - zinco estão entre as primeiras ligas de alumínio comercialmente desenvolvidas. Atualmente as mesmas estão sendo substituídas por ligas de alumínio – cobre e alumínio – silício. Foram desenvolvidas inicialmente para a proteção contra corrosão eletrolítica. A superplasticidade observada próximo ao ponto eutético de ligas alumínio zinco oferece um prospecto a novas possibilidade comerciais. [19-20]. 3.1.5 Ligas eutéticas contendo alumínio Diante do objetivo de projetar um MMC que alterne camadas de duralumínio com ligas de baixo ponto de fusão, vale ainda ressaltar algumas considerações as seguintes ligas:. 22.

(24) Ligas Al-Ge Dentre as ligas de alumínio mais promissoras a construção dos MMC está a liga binária Al-Ge. O sistema Al-Ge é um sistema eutético simples constituído de três fases: Uma fase líquida (L), uma fase que consiste de uma solução sólida de alumínio (Al) que possuí estrutura cúbica de face centrada, e uma terceira fase constituída de uma solução sólida de germânio (Ge) esta, por sua vez, possuindo estrutura cúbica de diamante. A imagem (Figura 2) a seguir mostra um diagrama de fases que exibe e compara com pontos de dados experimentais o sistema eutético Al-Ge.[21] Segundo Pistorius e Clark, a temperatura eutética do sistema Al-Ge acontece a temperatura de 424 ºC a uma concentração de 30,3 % at de Ge. Porém McAllister e Murray, 1984, citam à temperatura eutética termodinamicamente calculada de 420 ºC e relatam a solubilidade máxima do germânio no alumínio em 2 % at,, a composição do ponto eutético em cerca de 28,9 % at de Ge e as composições de Al e Ge terminais de 2,0 e 98,9 % at em Ge respectivamente.[21-22] Figura 2. Diagrama de fases Al-Ge. McAllister & Murray, 1984. O Ge eleva a resistência e a dureza do Al, abaixando a plasticidade. Para uma liga com 2,5% de Ge foram medidas uma resistência de 120 N/mm2, para uma elongação de 40%. A micrografia da figura 3 corresponde a uma liga hipoeutética de Al com 25 % peso de germânio no estado como fundida, com a presença de cristais primários de Al e o constituinte 23.

(25) eutético. Já a figura 4 traz a microestrutura de uma liga ternária hipereutética com 60 % em peso de Ge, além de 4 % de Si e o restante Al. Percebe-se em uma matriz eutética Al-Ge a incrustação de cristais primários de Ge, além de cristais mistos não-homogêneos de GeSi. É digno de nota que Ge e Si apesar de constituírem um sistema isomorfo, o equilíbrio nessas ligas somente é atingido após tratamento térmico de homogeneização a 900 ºC por período de 5 a 7 meses de duração. Esse efeito é destacado pelos pontos indicando a temperatura solidus, para ligas não homogêneas, na altura da temperatura de fusão do Ge puro (figura 5). Isso se explicaria pela taxa de difusão extremamente lenta dos átomos desses elementos, que além disso formam cristais primários bastante grosseiros (figura 4). Observação similar quanto à dificuldade de homogeneização microestrutural é revelada pela presença do eutético Al-Ge (linha de pontos negros a 424 ºC) no pseudo-binário Al-Si para teor fixo de 15 % em peso de Ge (figura 6). Figura 3. Microestrutura de uma liga hipoeutética de Al com 25 % peso de Ge (germânio) no estado como fundida, com a presença de cristais primários de Al e o constituinte eutético. Fonte: Quadakkers, 1981 [23]. Figura 4.Liga ternária hipereutética com 60 % em peso de Ge, além de 4 % de Si e o restante Al, contendo incrustação de cristais primários de Ge, além de cristais mistos não-homogêneos de GeSi. Fonte: Quadakkers, 1981 [23]. 24.

(26) Figura 5: Diagrama de equilíbrio isomorfo Ge-Si, contendo indicação da linha solidus para ligas fora do equilíbrio, na altura da Tf do Ge puro. Fonte: Quadakkers, 1981 [23]. Figura 6. Diagrama pseudo-binário Al-Si para um teor fixo de 15% em peso de Ge: os pontos negros indicam a linha solidus correspondente à presença do eutético Al-Ge a 424 C. Fonte: Quadakkers, 1981 [23]. 25.

(27) Ligas Zn-Al Conforme pode ser visto no diagrama de fases da figura 7 o sistema Alumínio zinco possui um ponto eutético para 95% de Zn a 382 °C. Observa-se temperatura uma elevada solubilidade do zinco no alumínio. Assim como as ligas Alumínio-cobre as ligas alumínio zinco são passíveis de tratamento, ou seja, são endurecíveis por precipitação. Sob tratamento térmico controlado e em condições específicas, geralmente de solubilização e envelhecimento, apresentam ganhos significativos de dureza. Sua maior aplicação está na indústria aeronáutica uma vez que as ligas da série 7XXX são as ligas que apresentam os maiores níveis de resistência mecânica dentre todas as ligas de alumínio. [24] Figura 7. Diagrama de fases Al-Zn. [25]. 26.

(28) Ainda observando o diagrama de fases Al-Zn (figura 7) podemos ter uma ideia das temperaturas solvus (temperatura na qual os elementos de liga entram em solução) apresentadas pelas ligas da série 7XXX que são relativamente mais baixos quando comparados a outros tipos de liga de alumínio. Uma típica temperatura de solubilização em ligas do ti Al-Zn-Mg seria em torno de 480 °C, enquanto para uma liga Al-Mg-Si 560 °C.[8-23] Devido à alta solubilidade do zinco no alumínio ele não apresenta apreciável influência na microestrutura de uma liga do tipo 7072. Entretanto, o tipo de liga Al-Zn mais usado apresenta também magnésio e o cobre, assim como também elementos adicionais como cromo, manganês e zircônio além do ferro e silício presentes como forma de impurezas. Nesse tipo de liga as fases em equilíbrio com a matriz rica em alumínio são a fase heta, também chamada M (MgZn2), T (Al2Mg3Zn3) e a fase beta (Al3Mg5), esta última aparecendo somente quando o teor de magnésio é muito mais elevado que o teor de alumínio. Além da formação de fase heta (M) endurecedora, o magnésio tem importante efeito endurecedor por solução sólida. [8-24]. Ligas Al-Sn As ligas da série 8XXX (Aluminum Association) são fabricadas por fundição, porém, a prática referente ao processo de fabricação deve ser realizada com cautela tendo em vista o problema da fissuração a quente. Para contornar o problema geralmente adiciona-se ao alumínio fundido o estanho puro, as antiligas com cobre e níquel e trata-se o banho com fluxo gasoso de nitrogênio e cloro, ou sólido a base de AlCl3, recomendando-se uma temperatura de fusão e vazamento de 650 a 700°C. As adições de cobre, níquel e silício aumentam a capacidade da carga e a resistência ao desgaste melhorando também a microestrutura. [10-24] As ligas Al-Sn assim como as ligas Al-Cu e Al-Zn são passíveis de tratamento. Ao submetermos uma liga AA850 (5,5 a 7,0 % de Sn; 0,7 a 1,3 % Cu; 2,0 a 3,0 % Si e 0,3 a 0,7 % Ni, em massa), liga de estanho mais utilizada, a um tratamento T5 (envelhecida artificialmente sem solubilização prévia), inicialmente fundida em molde de areia ela pode atingir limite de resistência à tração de 190 MPa; ao escoamento de 155 MPa, alongamento de 2 %, dureza Brinell de 65 e limite de resistência à fadiga de 70 MPa, valores que, em caso de fundição em molde permanente sobem para 225 MPa; 160 MPa; 5,0 %; 70 HB e 80 MPa respectivamente.[10-24]. 27.

(29) Nos anos 60 foram introduzidas no mercado ligas de alumínio que contem 20% de estanho e que hoje são bastante difundidas. Essas ligas contêm em sua composição 1% em peso de cobre que atua de forma a endurecer a solução sólida do alumínio. A solubilidade do estanho no alumínio solidificado é bem menor que no alumínio líquido e sua microestrutura é basicamente constituída de grãos de alumínio praticamente puro onde o estanho também praticamente puro existe entre esses grãos. Tal fato de certo modo influencia negativamente propriedades como tração, limite de fluência e ductilidade. Uma das aplicações desse tipo de liga é para a produção de mancais, as peças são produzidas através de laminação a frio de forma a destruir as partículas intergranulares de estanho sendo posteriormente recozidas a 350 °C. Como resultado do recozimento o estanho se encontrará numa rede tridimensional em uma matriz de alumínio. O recozimento a 500 °C permitiria solubilizar até 50% de estanho. [8-24] O diagrama de fases Al-Sn pode ser visto na figura 8 a seguir. Neles vemos um ponto eutético a temperatura aproximada de 228,3°C para aproximadamente 99,5% em peso de Sn. Figura 8. Diagrama de fases Al-Sn. [26]. 3.2 Morfologias em ligas metálicas. Geralmente as fases presentes nas ligas de alumínio podem desenvolver microestruturas que possuem características morfológicas que variam desde uma estrutura monofásica, no caso 28.

(30) das soluções sólidas, a estruturas polifásicas. A figura 9 mostra uma imagem esquemática das possíveis morfologias microestruturais em ligas de alumínio. A ocorrência dessas várias morfologias, que pode ter uma forte influência nas propriedades da liga, dependerá da concentração de elemento de liga, solubilidade e de como as fases formam durante a solidificação e/ou tratamento em estado sólido. [18] Figura 9. Morfologias microestruturais típicas. (a) Solução sólida monofásica típica de uma liga de alumínio comercialmente pura (1xxx e 1xx.x). (b) Segunda fase dispersa típica de uma liga de alumínio deformada e tratada termicamente. (c) Rede contínua de segunda fase típicas de ligas como em estado de fundida. (d) Rede descontínua de partículas de segunda fase em ligas fundidas ou forjadas tratadas termicamente. (e) microestrutura duplex. (ASM. handbook, vol09, p1694) [18]. 3.3 Morfologias eutéticas. Ligas eutéticas são ligas que apresentam como característica a formação e o crescimento de duas ou mais fases partindo inicialmente da existência de uma única fase líquida. É de conhecimento na literatura que três ou até quatro fases podem coexistir e crescer da fase líquida, porém, de um ponto de vista tecnológico, ou seja, para ligas eutéticas que possuem atual aplicabilidade essas costumam possuir eutéticos que concebem em seu resfriamento apenas 29.

(31) duas fases (ligas eutéticas binárias). Ligas eutéticas possuem uma grande variedade de microestruturas elas podem ser classificadas de acordo com dois critérios: [27] . Morfologia de fases lamelar ou fibrosa. . De crescimento regular ou irregular. 3.3.1 Eutéticos lamelares e fibrosos. A morfologia lamelar ocorre quando existem na liga fases com frações volumétricas aproximadamente iguais, geralmente as ligas eutéticas acabam possuindo esse tipo de estrutura. Já a morfologia fibrosa ocorre quando uma das fases acaba se apresentando em frações volumétricas menores, esta fase, a fase de menor volume tende a possuir essa morfologia. Abaixo na figura 10 pode-se observar um exemplo de microestrutura eutética fibrosa. Nela é possível ver a presença de fibras de molibdênio em uma matriz de NiAl na seção transversal de uma amostra solidificada direcionalmente. [27] Figura 10. Microestrutura eutética fibrosa de molibdênio (fibras) numa matriz de NiAl. E. Blank. Geralmente a microestrutura obtida será de natureza fibrosa quando a fase de menor fração volumétrica for menor que 0,25, caso contrário, uma natureza lamelar será presenciada. A explicação para tal fato é dada pela pequena separação entre as fases eutéticas e larga área 30.

(32) interfacial resultante e existente entre as duas fases sólidas. O sistema tenderá a minimizar a energia interfacial reduzindo a área interfacial, por isso, a microestrutura resultante de menor área interfacial será preferencialmente desenvolvida. A área interfacial para frações volumétricas menores que 0,25 será menor para morfologias fibrosas do que para morfologias lamelares. Porém, quando em ocasiões onde a fase de menor volume é facetada, uma morfologia lamelar pode ser apresentada para fases com fração volumétrica ainda menores que o limite dito inicialmente. Isso se deve a menor energia interfacial ao longo de planos específicos, ao longo do qual a lamela pode ser alinhada. Isto pode ser exemplificado visualmente na micrografia de um ferro fundido cinzento apresentado na figura 11. [27]. Figura 11. Microestrutura de um ferro fundido cinzento mostrando grafita em flocos. Seção transversal atacada com Nital. ASM Handbook Vol. 15. 3.3.2 Eutéticos de crescimento regular ou irregular Quando ambas as fases presentes são não-facetadas, usualmente quando ambas são feitas de materiais metálicos, o eutético exibirá uma morfologia regular. Nesses casos a microestrutura então irá apresentar-se lamelar ou fibrosa tendo alto grau de regularidade e periodicidade, particularmente em espécimes solidificados unidirecionalmente. Pode-se ver esse aspecto na figura 12 a seguir. Nela observa-se uma microestrutura eutética lamelar (Al31.

(33) Al2Cu) com frações volumétricas de fases praticamente iguais que apresenta crescimento regular. [27] Figura 12. Exemplo de microestrutura eutética lamelar de crescimento regular (Al-Al2Cu). Seção transversal de uma amostra solidificado direccionalmente. Como polida. ASM handbook vol. 15. Por outro lado, se uma das fases se apresenta facetada, a morfologia eutética frequentemente se tornará irregular. Isso acontece por que a fase facetada cresce preferencialmente em direções determinadas por planos atômicos específicos. Assim o crescimento em direções não paralelas se dá pelo fato de que as lamelas facetadas não apresentam orientação cristalográfica em comum o que impede a formação de uma microestrutura regular. As ligas eutéticas Alumínio-Silício se enquadram nessa categoria. A figura 13 exemplifica exatamente o que foi dito acima. Nela pode-se observar a microestrutura de uma liga eutética de Al – Si fruto de um crescimento irregular [27] Figura 13. Microestrutura de liga eutética de Al-Si proveniente de um crescimento irregular. [15]. 32.

(34) 3.4 Ligas Al-Cu. As ligas da série 2XXX (trabalhadas) e 2XX.X (fundidas), designação dada pela Aluminum Association, são as ligas de alumínio de desenvolvimento mais antigo sendo que seu descobrimento data do início do século XX época em que o fenômeno de endurecimento por precipitação foi descoberto. Mais conhecidas como duralumínio, têm na liga 2017 o tipo mais antigo e conhecido da série. Contendo em massa 4% de cobre 0,5% de magnésio e 0,7% de manganês, a simples inserção desses elementos de ligas dobra a resistência a tração, de 9,1 Kg/mm2 (alumínio comercialmente puro) para 18,2 Kg/mm2. O tratamento térmico de envelhecimento se aplicado por tempo e temperaturas controlados é capaz de elevar ainda mais a resistência a tração para valores de até 43 Kg/mm2. [28] Como dito anteriormente, em seções preliminares, o cobre é comumente adicionado ao alumínio para o aumento de resistência através de tratamento térmico a baixas temperaturas. O aumento desta propriedade é experimentado também a temperaturas elevadas através da formação de compostos com ferro, manganês, níquel entre outros. Apesar do efeito positivo na resistência o cobre é responsável pelo efeito deletério na resistência a corrosão diminuindo o potencial eletrolítico e assim elevando severamente a tendência à corrosão por pites, quando no estado recozido, e quando envelhecido aumentando a susceptibilidade a corrosão intergranular e sob tensão. Como pode ser visto no diagrama de fases Al-Cu (figura 14) o ponto eutético desse sistema (L -> Al + CuAl2) é atingido a temperatura de 820 K na composição de 33,2% Cu. Nas ligas do sistema binário Al-Cu além da existência da fase α de alumínio há apenas a presença de uma outra fase no estado sólido, a fase θ, comumente relatada como Al2Cu, a qual solidifica diretamente do fundido a concentração de 53,3% de Cu a 864 K e tem uma faixa estreita de existência de 52,5 a 53% de cobre. A dureza Vickers dessa fase à temperatura ambiente varia de 4000 – 6000 MN/m2 decaindo vagarosamente até 600 K e a partir daí rapidamente. O composto é extremamente frágil acima de 750 K e não desenvolve apreciável plasticidade abaixo de 800 K.]. 33.

(35) Figura 14. Diagrama de fases do sistema Al-Cu. (Mondolfo, 1976) [29]. As ligas de alumínio do sistema Al-Cu podem ser divididas em dois grupos principais: As ligas de Al-Cu com adições de magnésio relativamente baixas (ex, ligas 2017, 2025, 2219) e as ligas Al-Cu com teores de magnésio relativamente altos, acima de 1%, como a liga 2024 (1,5% de magnésio) e a 2618 (1,6% de magnésio). A principal diferença entre os subgrupos é que nas ligas de desenvolvimento mais antigo, ou seja, nas ligas de alumínio com teores de magnésio inferior a 1%, nessas ao serem tratadas, apenas as fases precursoras da fase θ (Al2Cu): θ´ e θ`` contribuem para o endurecimento por precipitação. Já no que se refere as ligas Al-CuMg a fase S´ precursora da fase S (Al2CuMg) tem igual importância no tratamento de envelhecimento. Se o teor de silício for relativamente elevado, também poderá ser encontrada nessas ligas a presença de fase Q (Al4Cu2Mg8Si7) uma descrição mais detalhada dessas fases é feita mais adiante. [28]. 34.

(36) 3.5 Ligas Al –Si –Cu. A solidificação da fase Al2Cu já foi estudada extensivamente. Essa fase também conhecida como θ possui uma estrutura cristalina do tipo tetragonal com parâmetros de rede a=0,6063 nm, c=0,4872 nm e sua densidade é de 4,34 g/cm3 [29]. No estado bruto de fusão esta pode ser apresentada em diferentes formatos, como no formato em blocos compactos de fase Al2Cu, em fase eutética de Al2Cu ou apresentada em uma mistura de ambos os tipos. Na figura 15 pode-se observar o eutético de fase Al2Cu (à esquerda) e a mesma fase em bloco (à direita) [30]. Figura 15.a) Eutético Al2Cu e b) Bloco de Al2Cu. Sjölander∗, Seifeddine. A fase Al2Cu irá nuclear em placas de Fe-β ou em partículas grosseiras de eutéticos de silício durante o último estágio de solidificação. Uma elevada taxa de solidificação promoverá a formação da fase eutética Al2Cu enquanto que a adição de um modificador como o Sr aumenta a formação de fase Al2Cu em blocos. [30] Nenhum composto ternário é presenciado em ligas Al-Cu-Si, além da fase θ estão presentes apenas fases simples de alumínio e silício algo que pode ser visto nos diagrama de fases ternários das ligas Al-Cu-Si na figura 16, abaixo. Observa-se nos diagramas que é possível notar que na região liquidus (a) e especialmente na solidus (b) as temperaturas aumentam fortemente com o aumento das concentrações de cobre e silício. [31] A solubilidade do cobre no silício e deste no Al2Cu são insignificantemente pequenas. A solubilidade mútua máxima do cobre e do silício no alumínio na temperatura eutética à 525 °C é 4,5% Cu e 1,1% de Si. Com a diminuição da temperatura, as solubilidades sólidas desses elementos no alumínio diminuem como mostrado no diagrama (c) da figura 16 [31] 35.

(37) Figura 16. Diagrama de fases do sistema Al-Cu-Si: (a) Líquidus; (b) Solidus; (c) Solvus [31]. 36.

(38) 3.6 Ligas Al-Cu-Mg. As fases presentes nesses tipos de ligas estão previstas no diagrama de fases Al-Cu-Mg. De acordo com ele, as fases binárias Al2Cu e Al8Mg5 e as fases ternárias Al2CuMg e Al6CuMg4 estão em equilíbrio com o alumínio. [31] O composto Al2CuMg (S) (46% Cu, 17% Mg) é caracterizado por uma estreita região de homogeneidade; Ela possui uma estrutura ortorrômbica com parâmetros de rede a= 0,401nm, b=0,905nm, c=0,705nm e densidade de 3,55 g/cm3 [29]. Modificações metaestáveis da fase Al2CuMg (S´) garantem um elevado efeito no endurecimento por precipitação durante a decomposição da solução sólida supersaturada, (tal efeito, citado em tópico anterior, é reforçado aqui). O composto Al6CuMg4 (22-27%Cu, 27,5-30% Mg) possui um defeito no interior de sua estrutura cúbica de corpo centrado e um parâmetro de rede a= 1,428-1,431 nm, sua densidade é 2,69 g/cm3 (Hatch, 1984) e [29]. Esse composto é normalmente designado como fase T e é isomórfico a fase Al2Mg3Zn3 do sistema Al-Mg-Zn. [31] Quatro reações invariantes ocorrem no canto do diagrama de fases ternário Al-Cu-Mg referente ao alumínio, elas são mostradas na tabela 1. Reações monovariantes são mostradas na tabela 2. As isotermas solidus e liquidus em ligas ricas em alumínio são apresentadas na figura 17. [31] Tabela 1. Reações invariantes em ligas ternárias do sistema Al-Cu-Mg [31]. Adaptado pelo autor.. Ponto da. Reação → ( )+. +. → ( )+ + → ( )+. Figura 17. ( ) (. →( )+ +. −. ) ( ). Concentração em fase , º. líquida ,%. ,%. 507. 30. 6. 518. 24.5. 10.1. 467. 10. 26. 449. 2.7. 32. 37.

(39) Tabela 2. Reações monovariantes em ligas ternárias do sistema Al-Cu-Mg [31] Adaptado pelo autor. Reação. Ponto da Figura. → ( )+ → ( )+ →( )+ → ( )+. − ( ) ( ). , º. 17 −. 547-507 −. −. 518-507 e 518-467 467-449 450-449. Figura 17. Diagrama de fases do sistema Al-Cu-Mg: a) Liquidus b) Solidus [29]. 38.

(40) 3.7 Ligas Al-Si-Cu-Mg. Em estado de fundida a adição de Mg leva a segregação do Cu para fora do Si eutético resultando assim na formação da fase em bloco de Al2Cu e da fase Q Al5Mg8Si6Cu2 esta última crescendo da fase em blocos de Al2Cu durante o último estágio de solidificação. A condição grosseira da fase Q aumenta com o aumento da quantidade de Mg e a fase β-Fe começa a se transformar em fase π-Fe a partir da adição de 0,35 wt% de Mg onde o tamanho da fração volumétrica da fase π-Fe aumentará com o aumento da adição de Mg. Para adições de Mg inferiores a 0,5 wt% a fase Mg2Si precipita como pequenos pontos em partículas de silício já para adições superiores a 1 wt% a fase precipita em forma de escrita chinesa. Ligas com baixo teor de Cu, abaixo de 0,5 wt%, se comportam como ligas Al-Si-Mg e as fases Mg2Si e π-Fe são formados com a presença de traços de fase Q e Al2Cu [27]. Se as adições de Cu forem aumentadas para 1,4 wt% as fases Mg2Si e π-Fe permanecem ainda as principais fases a serem formadas, apesar de as quantidades de fase Al2Cu e Q continuarem a aumentar. [28, 29, 30]. 3.8 Tratamento térmico de Homogeneização. Metalurgicamente o alumínio e suas ligas apresentam uma gama variada de possibilidades quanto a utilização de tratamentos térmicos para a obtenção combinada de propriedades mecânicas e físicas. Basicamente o termo se refere a qualquer prática que use o calor para modificar metalurgicamente a estrutura do metal dessa forma alterando controladamente as características físicas e mecânicas do produto. [16] O tratamento térmico de homogeneização é comercialmente um dos tratamentos térmicos mais importantes, sendo geralmente realizado antes do processamento mecânico e muitas vezes efetuado quando o objeto produzido já possui sua forma final. [32, 34] O tratamento visa modificar a microestrutura de uma solução sólida diminuindo seu gradiente de concentração inicial, ou seja, tende a transformar uma estrutura em condição bruta ou heterogênea em uma condição final mais homogênea em termos de composição. Por se tratar de um processo termicamente ativado se consolida quando ao sistema é fornecida a energia necessária para que os átomos ganhem mobilidade e se difundam através da matriz, produzindo 39.