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ALUMÍNIO Fonte: Infomet Alumínio comercialmente puro (Série AA 1XXX) Pelo sistema de classificação da Aluminum Association (AA), a série 1XXX identifica o alumínio comercialmente puro em diferentes graus de pureza, desde 99,00 % (denominado 1000) até 99,99 % (denominado 1099). Nesse sistema, os dois últimos algarismos referem-se ao grau de pureza da liga, ou seja, até à casa centesimal acima de 99,00 %. Assim sendo, o alumínio comercialmente puro com 99,50 % de alumínio é conhecido como 1050, já o alumínio com 99,70 % de pureza é denominado 1070 e assim por diante [1]. O alumínio comercialmente puro caracteriza-se pelas elevadas condutividades térmica e elétrica e pela baixa resistência mecânica, ao contrário das ligas de alumínio (séries 2XXX a 8XXX). Devido a essas características, suas principais aplicações restringem- se a componentes de sistemas térmicos e elétricos, nos quais exige-se alta condutividade sem que haja o mesmo tipo de exigência com relação às propriedades mecânicas. O cobre apresenta maior condutividade térmica e elétrica do que o alumínio, entretanto, apresenta como significativas desvantagens o maior custo e a maior densidade (massa específica), mais do que o triplo da densidade do alumínio: 8,9 g/cm 3 contra 2,7 g/cm 3 , o que é muito significativo para determinadas aplicações [1]. A tabela 1 apresenta e variação da condutividade elétrica e da condutividade térmica do alumínio com seu grau de pureza [2]: Al (%) Condutividade Condutividade

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ALUMÍNIO

Fonte: Infomet

Alumínio comercialmente puro (Série AA 1XXX)Pelo sistema de classificação da Aluminum Association (AA), a série 1XXX identifica o alumínio comercialmente puro em diferentes graus de pureza, desde 99,00 % (denominado 1000) até 99,99 % (denominado 1099). Nesse sistema, os dois últimos algarismos referem-se ao grau de pureza da liga, ou seja, até à casa centesimal acima de 99,00 %. Assim sendo, o alumínio comercialmente puro com 99,50 % de alumínio é conhecido como 1050, já o alumínio com 99,70 % de pureza é denominado 1070 e assim por diante [1].

O alumínio comercialmente puro caracteriza-se pelas elevadas condutividades térmica e elétrica e pela baixa resistência mecânica, ao contrário das ligas de alumínio (séries 2XXX a 8XXX). Devido a essas características, suas principais aplicações restringem-se a componentes de sistemas térmicos e elétricos, nos quais exige-se alta condutividade sem que haja o mesmo tipo de exigência com relação às propriedades mecânicas. O cobre apresenta maior condutividade térmica e elétrica do que o alumínio, entretanto, apresenta como significativas desvantagens o maior custo e a maior densidade (massa específica), mais do que o triplo da densidade do alumínio: 8,9 g/cm3 contra 2,7 g/cm3, o que é muito significativo para determinadas aplicações [1]. 

A tabela 1 apresenta e variação da condutividade elétrica e da condutividade térmica do alumínio com seu grau de pureza [2]:

Al (%)Condutividade elétrica (m/Wmm2)

Condutividade térmica (W/m.K)

99,98 3 7, 6 23299,50 34 a 36 210 a 22099,00 33 a 34 205 a 210

Como pode ser observado, a condutividade, tanto térmica quanto elétrica, do alumínio é fortemente dependente do seu grau de pureza [3].

Outra característica importante do alumínio comercialmente puro é sua elevada resistência à corrosão, devido à formação de uma camada de óxido de alumínio (Al2O3), muito fina, transparente e extremamente aderente que confere essa característica ao evitar o prosseguimento da oxidação e, principalmente, a remoção dos óxidos, ou seja, o fenômeno

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conhecido como passivação. Essa alta resistência à corrosão pode ser diminuída pela introdução de elementos de liga, principalmente de elementos mais afastados do alumínio, na tabela de potencial eletroquímico, como o cobre, por exemplo. Por outro lado, elementos mais próximos do alumínio nesta tabela, como o magnésio, prejudicam muito pouco a resistência à corrosão do alumínio. Por este motivo, as ligas Al-Mg são aquelas que apresentam a maior resistência à corrosão, inferior somente à do alumínio comercialmente puro e muito superior à das ligas Al-Cu, por exemplo [1].

Devido a essa maior resistência à corrosão, uma outra aplicação importante para o alumínio comercialmente puro é no revestimento de ligas de aplicação aeronáutica, o chamado "cladding". Denomina-se então Alclad 2024 à liga (Al-Cu) 2024 revestida com alumínio comercialmente puro [1].

Os elementos mais comumente encontrados como impurezas no alumínio comercialmente puro são o ferro e o silício, em maior ou menor grau, dependendo do nível de pureza. Esses elementos formam fases intermetálicas, como FeAl3, Fe3SiAl12, FeSiAl8 (a), FeSiAl5 (b), e Fe2Si2Al9, devido à limitada solubilidade do ferro no alumínio. Estas fases apresentam-se com diferentes tamanhos, formas e distribuição, mas normalmente só prejudicam as propriedades da matriz quando são grosseiras, alongadas e concentradas nos contornos de grãos.

Cabe então, antes de abordar as ligas de alumínio recapitular o sistema de classificação adotado pela Aluminum Association em 1971, e que atualmente é o mais aceito internacionalmente. Esse sistema subdivide-se em duas partes: o adotado para as ligas conformadas mecanicamente (laminação, extrusão, forjamento e outros) e o que foi adotado para ligas destinadas exclusivamente à produção de peças fundidas [1,3]. Esse sistema é descrito a seguir:

Ligas conformadas mecanicamente:

Série Composição Química Aplicações principais1XXX Al comercialmente puro Contatos elétricos, Alclad2XXX Al-Cu e Al-Cu-Mg Indústria aeronáutica3XXX Al-Mn e Al-Mn-Mg Latas de bebidas. Panelas

4XXX Al-SiMetal de adição para soldas. Pistões forjados de motoreS

5XXX Al-MgAplicações náuticas (navios e barcos)

6XXX Al-Mg-Si Perfis arquitetônicos.

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Componentes automotivos7XXX Al-Zn e Al-Zn-Mg Indústria aeronáutica

8XXX Outras ligas (Al-Li, Al-Fe...)

Ligas para Produção de Peças Fundidas:

Série Composição Química Aplicações principais1XXX.X Al comercialmente puro Contatos elétricos2XXX.X Al-Cu e Al-Cu-Mg Indústria aeronáutica3XXX.X Al-Si-Mg e Al-Si-Cu Várias4XXX.X Al-Si Pistões fundidos de motores

5XXX.X Al-MgAplicações náuticas (navios e barcos)

6XXX.X Não existe este sistemaNão especificado por não existir este sistema

7XXX.X Al-Zn e Al-Zn-Mg Indústria aeronáutica

8XXX.X Al-SnVárias, para ligas com baixo ponto de fusão

Obs: além da classificação das séries quanto à composição química, a Aluminum Association também estabeleceu um sistema de classificação quanto ao tipo de tratamento térmico (determinada, entre outras, pela letra "T" seguida por um número, tipo T4, T6 e etc) e também quanto ao tipo de trabalho mecânico (somente no caso das ligas do grupo 1 - para trabalho mecânico, evidentemente), que do mesmo modo consiste no uso da letra "H" seguida por um número (tipo H12, H16, H32 e etc). Entretanto, por ter sido considerado mais adequado, esses sistemas de classificação complementares somente serão abordados em detalhe nos capítulos de Tratamentos térmicos e  de Trabalho mecânico respectivamente.

Ligas Al-Cu

As ligas do sistema Al-Cu, conhecidas como ligas da série 2XXX (trabalhadas) e 2XX.X (fundidas) na classificação da Aluminum Association, são as ligas de alumínio de desenvolvimento mais antigo, sendo que o seu surgimento data do início do século XX, quando Alfred Wilm, na Alemanha, descobriu o fenômeno de endurecimento por precipitação [4]. Essas ligas até hoje são conhecidas como duralumínio, e entre essas ligas a 2017 é a mais antiga e também a mais conhecida. É uma liga que contém 4 % de cobre, 0,5 % de magnésio e 0,7 % de

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manganês, nas quais a simples introdução desses elementos de liga já eleva a resistência à tração de 9,1 kg/mm2 (alumínio comercialmente puro) para 18,2 kg/mm2. O tratamento térmico de envelhecimento (endurecimento por precipitação) por tempo e temperatura controlados ainda permite aumentar ainda mais a resistência à tração, para cerca de 43 kg/mm2 [1].

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

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

De um modo geral as ligas Al-Cu(-Mg) apresentam elevada resistência mecânica após tratamento térmico de endurecimento por precipitação, entretanto, apesar dessa vantagem, apresentam algumas desvantagens quando comparadas com outros tipos de ligas de alumínio, que vão desde a resistência à corrosão relativamente baixa e a conformabilidade limitada (são pouco adequadas a processos com elevada deformação, como a extrusão, por exemplo) até a soldabilidade igualmente restrita (em geral são soldadas somente por processos de resistência elétrica) [1]. Os valores mais elevados de dureza são obtidos para teores de cobre da ordem de 4 a 5 %, dependendo da influência de outros elementos de liga presentes [3].

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Como ligas que apresentam elevados teores de soluto, as ligas Al-Cu(-Mg) apresentam considerável endurecimento quando mantidas por tempos relativamente longos à temperatura ambiente. É o chamado envelhecimento natural, que recebe essa denominação para distinguí-lo do envelhecimento artificial obtido através de tratamento térmico em fornos. Esse efeito ocorre devido à formação das chamadas zonas de Guinier Preston (GP), em forma de discos formados por um arranjo de átomos de cobre e alumínio nas regiões enriquecidas em cobre, e que já são responsáveis por um razoável ganho de dureza no material mantido à temperatura ambiente. Esse tipo de pré-precipitado (zonas GP) também se forma no início do envelhecimento artificial e essas zonas GP são consideradas precursores dos precipitados intermediários metaestáveis '' e '. O precipitado '', que se forma após algumas horas de envelhecimento (3 ou 4 horas a 190 ºC, quando as zonas GP desaparecem), é coerente com a matriz e possui formas de plaqueta, assim como o precipitado ', que se forma algum tempo depois, mas coexiste com o precipitado '' durante um certo intervalo de tempo, o qual corresponde à dureza mais elevada que pode ser obtida para as ligas Al-Cu(-Mg). A continuação to tratamento térmico de envelhecimento leva à formação do precipitado de equilíbrio , cuja composição química corresponde exatamente à estequiometria Al2Cu. Este é o chamado precipitado de equilíbrio termodinâmico, uma vez que o prosseguimento do envelhecimento não muda suas características, com exceção do tamanho dessas partículas, que tende a crescer. A formação desse precipitado de equilíbrio também corresponde ao chamado superenvelhecimento da liga Al-Cu(-Mg), que é caracterizado por uma acentuada queda de dureza, quando comparado com o intervalo de coexistência das fases '' e ' [3].

Sendo assim, a seqüência de precipitação nas ligas Al-Cu é dada por:

SS

onde: SS = solução sólida supersaturada, GP = zonas de Guinier Preston.

Obs: alguns autores mais antigos podem se referir aos precipitados ''como zonas GP2, e assim considerarem as zonas GP iniciais como zonas GP1, mas essa denominação está em desuso, uma vez que estudos mais recentes demonstram que os precipitados ''são efetivamente precipitados com estrutura cristalina e outras características bem definidas, que os diferenciam das zonas GP.

As ligas Al-Cu-Mg, apresentam duas seqüências de precipitação praticamente simultâneas: além da seqüência apresentada anteriormente,

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a seqüência mostrada a seguir, relacionada com a presença do magnésio em teores mais elevados [3]:

SS -->

A presença do magnésio acelera e intensifica o endurecimento durante o envelhecimento natural, o que é atribuído ao resultado das complexas interações entre lacunas e dois tipos de átomos de solutos diferentes, com a formação de pares de átomos de magnésio e cobre afetando o movimento das discordâncias. Apesar de também serem conhecidas há muito tempo e produzidas em larga escala os detalhes do processo de precipitação são menos conhecidos no caso das ligas Al-Cu-Mg. Contudo, sabe-se que a fase intermediária endurecedora S' é coerente, ao contrário da fase de equilíbrio S. Pequenas adições de magnésio já são suficientes para proporcionar um considerável endurecimento às ligas Al-Cu [3].

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

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

Liga Cobre MagnésioSilíci

oManganê

sOutro

sAlumíni

o

2011 5,5 - - -0,40: Bi, Pb e Fe

Restante

2014 4,4 0,5 0,8 0,8 - Restante2017 4,0 0,6 0,5 0,7 - Restante2117 2,6 0,35 - - - Restante2218 4,0 1,5 - - 2,0 Ni Restante

2618 2,3 1,6 0,18 -

1,1 Fe; 1,0 Ni;

0,07 Ti

Restante

2219 6,3 - - 0,30

0,10 V;

0,18 Zr;

0,06 Ti

Restante

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2024 4,4 1,5 - 0,6 - Restante2025 4,4 - 0,8 0,8 - Restante2036 2,6 0,45 - 0,25 - Restante

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

Liga Cobre MagnésioSilíci

oFerr

oZinc

oOutro

sAlumíni

o

201.0 4,6 0,350,10máx

0,15máx

-

0,7 Ag; 0,35 Mn

Restante

202.0 4,6 0,350,10máx

0,15máx

-

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

Restante

203.0 5,00,10máx

0,30máx

0,50máx

-

1,5 Ni;

0,25 Mn; 0,25 Sb; 0,25 Co; 0,20 Zr;

0,20 Ti 

Restante

204.0 4,6 0,250,20máx

0,35máx

- - Restante

206.0 4,6 0,250,10máx

0,15máx

-0,35 Mn

Restante

208.0 4,00,10máx

3,01,2máx

1,0máx

- Restante

213.0 7,00,10máx

2,01,2máx

2,5máx

- Restante

222.0 10,0 0,252,0máx

1,5máx

0,8máx

- Restante

224.0 5,0 - 0,06máx

0,10máx

- 0,35 Mn;

Restante

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0,1 V; 0,2 Zr

238.0 10,0 0,25 4,01,5máx

1,5máx

- Restante

240.0 8,0 6,0 0,50 0,50 -0,5 Mn;

0,5 NiRestante

242.0 4,0 1,50,7máx

1,0máx

0,35máx

2,0 Ni Restante

243.0 4,0 2,00,35máx

0,40máx

-

0,3 Mn; 2,1 Ni;

0,3 Cr

Restante

249.0 4,2 0,400,05máx

0,10máx

3,00,4 Mn

Restante

295.0 4,5 - 1,11,0máx

- - Restante

296.0 4,5 - 2,51,2máx

0,50máx

- Restante

Tabela 2.3: Propriedades mecânicas de ligas Al-Cu trabalhadas

LigaLimite de

resistência (MPa)

Limite de escoamento

(MPa)

Alongamento (%) em

50mm

Dureza

Brinell

Limite de resistência à fadiga

(MPa)2011 (T8) 405 310 12 100 1252014 (T6) 485 415 12 135 1252017 (T4) 425 275 22 105 1252117 (T4) 300 165 27 70 95

2218 (T72)

330 255 11 95 -

2618 (T61)

435 370 10 - 130

2219 (T87)

475 395 10 130 105

2024 (T861)

515 490 6 135 125

2025 (T6) 400 255 19 110 1252036 (T4) 340 195 24 - -

Tabela 2.4: Propriedades mecânicas de ligas Al-Cu fundidas

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LigaLimite de

resistência (MPa)

Limite de escoamento

(MPa)

Alongamento (%) em

50mm

Dureza

Brinell

201.0 (T6) 448 379 8,0 130208.0 (F) 145 97 2,5 55213.0 (F) 165 103 1,5 70

222.0 (T62) 421 331 4,0 115224.0 (T571) 380 276 10,0 123

240.0 (F) 235 200 1,0 90242.0 (T571) 221 207 0,5 85295.0 (T6) 250 165 5,0 75

Ligas Al-Mn

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

Nas ligas Al-Mn a temperatura eutética é 660 ºC a um teor de 1,9 %. O limite de solubilidade do manganês no alumínio nesta temperatura é 1,8 %. A fase intermetálica, que existe em equilíbrio com a solução sólida de alumínio, tem uma composição que corresponde praticamente à fórmula Al6Mn. Esta fase separa-se da fase líquida que contém 1,9 a 4,1 % de

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manganês. Quando as soluções sólidas possuem maiores teores, ela se forma pela reação peritética entre Al4Mn e a fase líquida a 710 ºC [3].

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

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

De um modo geral pode-se dizer que as ligas Al-Mn possuem melhores

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propriedades mecânicas que o alumínio comercialmente puro, dutilidade ligeiramente inferior e boa resistência à corrosão [1]. As tabelas mostradas a seguir apresentam a composição química e propriedades mecânicas de algumas ligas do sistema Al-Mn [3]:

Composição química: ligas Al-Mn

Liga Manganês MagnésioCobr

eAlumíni

o3102 0,22 - - Bal.3003 1,20 - 0,12 Bal.3004 1,20 1,00 - Bal.3104 1,10 1,00 - Bal.3005 1,20 0,40 - Bal.3105 0,60 0,50 - Bal.

Propriedades mecânicas: ligas Al-Mn

Liga

Limite de resistência mecânica

(MPa)

Limite de resistência ao escoamento

(MPa)

Alonga-

mento (%) em 50 mm

Dureza

Brinell

Limite de resistência à fadiga

(MPa)

3003 recozida 110 40 30 28 503003

encruada (H18)

200 185 4 55 70

3004 recozida 180 70 20 45 953004

encruada (H38)

285 250 5 77 110

3104 encruada

(H19)290 260 4 - -

3005 recozida 130 55 25 - -3005

encruada 240 225 4 - -

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(H18)3105 recozida 115 55 24 - -

3105 encruada

(H18)215 195 3 - -

 

 

Ligas Al-Si

As ligas do sistema Al-Si, também consideradas não tratáveis termicamente, são muito mais utilizadas como ligas de fundição (série 4XX.X), ou seja, para a fabricação de peças fundidas, como por exemplo, pistões para motores de automóveis e aviões, mas também encontram algumas aplicações como produtos trabalhados, como metais de adição para soldagem (caso da liga 4043), principalmente, embora também possam ser usados para a fabricação de pistões forjados e também em algumas aplicações arquitetônicas [1,3].

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

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580 ºC para um teor de 12,5 % de silício [3].

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

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

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O magnésio, ao ser adicionado às ligas Al-Si, torna as mesmas termicamente tratáveis, devido à formação da fase Mg2Si, que é a responsável pelo endurecimento das ligas Al-Mg-Si (série 6XXX). Entretanto, no caso das ligas Al-Si o teor de magnésio não poder ser muito elevado a ponto de dificultar a fundição, devido à formação da borra (oxidação excessiva do banho). Por outro lado, o magnésio melhora a resistência à corrosão e a usinabilidade [1].

O titânio é adicionado em pequenos teores (de 0,05 a 0,20 %) como refinador de grão, tendo como conseqüência o aumento da resistência à tração e da dutilidade, reduzindo porém a condutividade térmica [1].

O boro é empregado em teores ainda mais baixos (até 0,01%), juntamente com o titânio, tem por efeito reforçar o efeito deste e torná-lo mais duradouro em caso de refusões [1].

Outros elementos podem ser adicionados de modo complementar para a obtenção de efeitos específicos. É o caso do ferro, manganês, cromo, níquel e zinco. O ferro, por exemplo, é adicionado para reduzir a contração, mas também ajuda a refinar o grão e favorece a extração das peças fundidas ao molde, diminuindo o agarramento. Entretanto, seu teor deve ser controlado, geralmente entre 0,15 a 1,2 %, pois acima desta faixa causa sérios prejuízos às propriedades mecânicas [1]. O manganês age como refinador de grão e permite reduzir a contração durante o resfriamento/solidificação, além de proporcionar melhoria na resistência à tração em alta temperatura. Entretanto, seu teor não pode ser muito elevado, já que nesse caso, juntamente com o ferro, leva à formação de partículas grosseiras que causam perda de dutilidade [1]. O cromo é utilizado como refinador de grão, ao ser adicionado juntamente como o titânio. Também é usado para diminuir a incidência de trincas resultantes de tensões e de corrosão sob tensão, além de proporcionar aumento de resistência mecânica em temperaturas elevadas [1]. O níquel permite melhorar a estabilidade dimensional e a resistência mecânica em temperaturas elevadas, sendo portanto muito usado na fabricação de pistões para motores. Entretanto, um teor de níquel da ordem de 5 % causa elevada contração. Sendo assim, comercialmente utiliza-se o níquel em teores que vão de 0,5 a 3 % [1]. O zinco, especialmente quando adicionado conjuntamente com o magnésio, resulta em maior resistência ao impacto, alta resistência à tração e ótima dutilidade. Em ligas que contêm cobre pequenos teores de zinco proporcionam melhor usinabilidade. Contudo, altos teores de zinco apresentam inconvenientes tais como a fragilidade a quente elevada contração. 

As tabelas 4.1 e 4.2 apresentam as composições químicas e as

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propriedades mecânicas de algumas ligas Al-Si muito usadas na fabricação de peças fundidas [3]. 

Tabela 4.1 - Composição química nominal de algumas ligas Al-Si fundidas (% em massa).

Liga Si Fe Cu Mg Zn Al413.0 12 2,0 máx 1,0 máx 0,10 máx - Bal.

A 413.0 12 1,3 máx 1,0 máx 0,10 máx - Bal.443.0 5,25 0,8 máx 0,6 máx 0,05 máx 0,50 máx Bal.

A 443.0 5,25 0,8 máx 0,30 máx 0,05 máx 0,50 máx Bal.B 443.0 5,25 0,8 máx 0,15 máx 0,05 máx 0,35 máx Bal.C 443.0 5,25 2,0 máx 0,6 máx 0,10 máx 0,50 máx Bal.444.0 7,0 0,6 máx 0,25 máx 0,10 máx 0,35 máx Bal.

A 444.0 7,0 0,20 máx 0,10 máx 0,05 máx 0,10 máx Bal.

Tabela 4.2 - Propriedades mecânicas de duas ligas Al-Si fundidas em molde de areia. 

Liga TêmperaResistência à tração (MPa)

Resistência ao

escoamento (MPa)

Alongamento (%)

Dureza

Brinell

443.0 F 131 55 8,0 40A 444.0 F 145 62 9,0 -A 444.0 T4 159 62 12,0 -

Ligas Al-Mg

As ligas Al-Mg (série 5XXX) constituem um importante grupo de ligas de

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alumínio não tratáveis termicamente, ou sejam, não são endurecíveis por tratamento térmico de solubilização e envelhecimento, mas sim por solução sólida e encruamento (trabalho mecânico). Além desse ganho de resistência mecânica, o magnésio permite a essas ligas manterem um elevado nível de dutilidade, assim como excelente resistência à corrosão e soldabilidade [3].

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

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

As ligas Al-Mg são aquelas que possuem a melhor combinação de resistência mecânica, resistência à corrosão e dutilidade, possuindo propriedades mecânicas intermediárias entre as das ligas da série 3XXX (Al-Mn) e as ligas endurecíveis por precipitação (Al-Cu, Al-Mg-Si e Al-Zn-Mg, séries 2XXX, 6XXX e 7XXX respectivamente) [1]. São utilizadas em aplicações nas quais se exige razoável resistência mecânica com excelente resistência à corrosão. Ligas Al-Mg com teores variando entre 3 e 5 % são muito utilizadas na indústria naval, na fabricação de diversos

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componentes de navios [2]. As ligas 5042, 5352, 5082 e 5182 são usadas na fabricação de tampas para latas de bebidas, mais freqüentemente as ligas 5082 e 5182. A liga 5182, assim como a 5052, também é usada na indústria automobilística. As ligas 5356, 5554 e 5556 são usadas como metais de adição na soldagem [3]. 

As ligas Al-Mg de uso comercial mais antigo são a 5052, 5154 e 5056. Existem poucas ligas Al-Mg essencialmente binárias como a 5005 e a 5050, já que a maioria contém elementos formadores de dispersóides, tais como o cromo, o manganês e o titânio, em um total que pode variar de 0,25 a 1 %. A liga Al-Mg com maior resistência mecânica é a 5456 , seguida de perto pela 5083 e, num nível mais baixo, pela 5086. Outras ligas com menor resistência mecânica são a 5454, 5082 e 5182. Os mais baixos níveis de resistência mecânica correspondem às ligas binárias (5005 e 5050) [3].

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

Embora as ligas Al-Mg estejam classificadas como ligas não endurecíveis por precipitação, por não apresentarem ganho de dureza devido à precipitação, em ligas como a 5083, 5086, 5056 e 5456 o teor de magnésio supera o limite de solubilidade, fazendo com que, em condições termodinamicamente favoráveis como temperaturas elevadas, ou mesmo longos tempos à temperatura ambiente, ocorrer precipitação das fases Al3Mg2, Al3Mg5 ou Al8Mg5 nos contornos de grão, que, em vez de proporcionar algum ganho de dureza, causa problemas como aumento da susceptibilidade à corrosão nos contornos de grão e diminuição da resistência à corrosão sob tensão. Esse problema resultou no desenvolvimento da têmpera (grau de encruamento) H116, de modo a eliminar, ou minimizar, essa instabilidade, permitindo um melhor aproveitamento das propriedades mecânicas e outras características

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favoráveis dessas ligas, que fazem com que elas sejam muito usadas para aplicações nas quais se deseja maior resistência mecânica do que a do alumínio comercialmente puro (série 1XXX). A elevada resistência mecânica e a boa soldabilidade dessas ligas fizeram com que elas estejam entre as ligas preferidas para algumas aplicações estruturais, para uso na fabricação de meios de transporte, nas indústrias de processamento e também para usos militares, nos quais se deseja boas propriedades balísticas e criogênicas [3].

As ligas Al-Mg também se destacam por uma ampla faixa de resistência e capacidade de apresentar excelente qualidade de acabamento superficial, como brilho intenso e baixa rugosidade. Essa combinação favorável amplia significativamente o uso dessas ligas, que com baixos teores de ferro e tratamentos adequados podem ser usadas na fabricação de acessórios para automóveis, componentes arquitetônicos e outras aplicações decorativas. As ligas geralmente usadas nessas aplicações são as ligas 5X57 e as ligas de uso mais geral, como a 5005 e a 5050. A estreita limitação dos teores de impurezas de muitas ligas 5X57 é um importante fator que contribui para a obtenção de acabamentos uniformes e brilhantes. O melhor acabamento é obtido para os níveis de impurezas mais baixos, como nas ligas 5252 e 5657 [3]. 

As tabelas 5.1 e 5.2 apresentam respectivamente a composição química e as principais propriedades mecânicas de algumas ligas Al-Mg mais utilizadas [3]:

Tabela 5.1 - Composição química de ligas Al-Mg (% em massa).

Liga Mg Mn Cr Ti Al5005 0,8 - - - Restante5042 3,5 0,35 - - Restante5050 1,4 - - - Restante5052 2,5 - 0,25 - Restante5252 2,5 - - - Restante5154 3,5 - 0,25 - Restante5454 2,7 0,8 0,12 - Restante5654 3,5 - 0,25 0,10 Restante5456 5,1 0,8 0,12 - Restante5457 1,0 0,30 - - Restante5657 0,8 - - - Restante5082 4,5 - - - Restante5182 4,5 0,35 - - Restante

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5083 4,4 0,7 0,15 - Restante5086 4,0 0,45 0,15 - Restante

Tabela 5.2 - Propriedades Mecânicas de ligas Al-Mg. 

Liga

Têmpera

Resistência à tração

(MPa)

Resistência ao

escoamento (MPa)

Alongamento em 50 mm

(%)

Dureza Brinell (HB)

Resistência à fadiga

(MPa)

5005

O 125 40 25 28 -

5005

H34 160 140 8 41 -

5005

H38 200 185 5 55 -

5042

H19 360 345 4,5 - -

5050

O 145 55 24 36 85

5050

H34 190 165 8 53 90

5050

H38 220 200 6 63 95

5052

O 195 90 25 47 110

5052

H34 260 215 10 68 125

5052

H38 290 255 7 77 140

5252

O 180 85 23 46 -

5252

H25 235 170 11 68 -

5252

H28 285 240 5 75 -

5154

O 240 115 27 58 115

5154

H38 330 270 10 80 145

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5154

H112 240 115 25 63 115

5454

O 250 115 22 62 -

5454

H34 305 240 10 81 -

5454

H111 260 180 14 70 -

5454

H112 250 125 18 62 -

5056

O 290 150 35 65 140

5056

H18 435 405 10 105 150

5056

H38 415 345 15 100 150

5456

O 310 160 24 - -

5456

H112 310 165 22 - -

5456

H116 350 255 16 90 -

5457

O 130 50 22 32 -

5457

H25 180 160 12 48 -

5457

H28 205 185 6 55 -

5657

O 110 40 25 28 -

5657

H25 160 140 12 40 -

5657

H28 195 165 7 50 -

5082

H19 395 370 4 - -

5182

O 275 130 21 - -

5182

H19 420 395 4 - -

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5083

O 290 145 22 - -

5083

H116 315 230 16 - 160

5086

O 260 115 22 - -

5086

H34 325 255 10 - -

5086

H112 270 130 14 - -

5086

H116 290 205 12 - -

 

 

Ligas Al-Mg-Si

Nas ligas da série 6XXX o magnésio e o silício combinam-se para formar o composto intermetálico Mg2Si, que antes de atingir o equilíbrio no superenvelhecimento, é o responsável pelo endurecimento dessas ligas. A solubilidade da fase Mg2Si (beta) na matriz rica em alumínio (alfa) aumenta com a elevação da temperatura. O tratamento de solubilização e envelhecimento artificial controlado permite a precipitação da segunda fase (beta) a partir de uma solução sólida supersaturada. Isso favorece a formação de precipitados finos e uniformemente distribuídos, que acarretam um substancial aumento na dureza do material [3,5,6].

O aumento da dureza com o tempo e a temperatura de envelhecimento estão relacionados com o crescimento das partículas de segunda fase, desde dimensões características de zonas de Guinier-Preston [7] até partículas com menor grau de coerência [8,9]. A queda de dureza, que ocorre para tratamentos térmicos em altas temperaturas e/ou longos tempos de envelhecimento, está relacionada com o crescimento excessivo dos precipitados, favorecendo o movimento das discordâncias quando de uma solicitação mecânica, o que possibilita o amolecimento da liga, e que caracteriza o superenvelhecimento [8].

Em temperaturas de envelhecimento da ordem de 200ºC, a precipitação nestas ligas tem uma cinética relativamente rápida. O processo inicia-se através da formação de aglomerados (clusters) de átomos de silício, uma

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vez que a solubilidade do silício no alumínio é menor do que a do magnésio. Esses aglomerados estão distribuídos homogeneamente através da matriz. As lacunas retidas com o resfriamento rápido favorecem o aumento da difusividade dos átomos de silício, acelerando o processo [10-14].

Aos poucos, os átomos de magnésio difundem-se para esses aglomerados de silício e ligando-se a estes formam as chamadas zonas de Guinier-Preston (GP). A formação das zonas GP a 200ºC é rápida. Estas possuem formato aproximadamente esférico e à medida que crescem, transformam-se em precipitados com forma de agulhas, conhecidos na literatura como beta" [5,7]. Ao contrário dos precipitados intermediários, as zonas GP não têm estrutura cristalina definida, caracterizando-se por desordem interna [15]. Essas zonas podem atuar como núcleos para a formação de precipitados intermediários [16-18]. Outros tipos de heterogeneidades, como discordâncias e contornos de grão, podem favorecer a nucleação de precipitados [7, 9]. Enquanto alguns pesquisadores [3,5,16,17] afirmam que o processo de precipitação é contínuo, outros consideram-no descontínuo, ou seja, que a formação de determinados tipos de precipitados ocorreria a partir da dissolução dos precipitados anteriores.

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

Prolongando-se o envelhecimento a 200ºC surgem os precipitados beta', que originam-se do crescimento e transformação dos precipitados beta". Esses dois precipitados são bem distintos: enquanto beta" é totalmente coerente, beta' é semi-coerente, além das diferenças quanto ao tamanho (os precipitados beta" são bem menores que os beta') e forma (beta" em forma de agulhas e beta' em forma de bastonetes) [20]. Os valores máximos de dureza obtidos nestas ligas Al-Mg-Si estão associados à presença dos precipitados metaestáveis beta" e beta' [3].

Para tempos de envelhecimento a 200ºC muito longos surge o precipitado de equilíbrio b, completamente incoerente com a matriz. Este precipitado, cuja composição química corresponde à relação estequiométrica Mg2Si, possui forma de plaqueta e dimensões relativamente grandes. Sua presença está associada ao amolecimento da liga acarretado pelo superenvelhecimento. A seqüência de precipitação nas ligas Al-Mg-Si seria portanto a seguinte [3,5]:

Solução sólida --> zonas GP (esféricas) --> beta" (agulhas) --> beta'

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(bastonetes) --> b (plaquetas quadradas) : Mg2Si.

 

Ligas Al-Mg-Si-Cu

A introdução de elevados teores de cobre (da ordem de 0,7 a 1,0 %) nas ligas da série 6XXX enriquece estas ligas com outros tipos de precipitados endurecedores além de beta" (em forma de agulhas) e beta' (em forma de bastonetes). Foram identificados também, nestas ligas que contêm cobre, precipitados em forma de ripas, ainda não identificados, mas que podem ser precipitados intermediários da fase Q'(composição aproximada: Al4Cu2Mg8Si7), da fase theta" (Al2Cu) ou da fase S' (Al2CuMg). É possível que todas essas fases estejam presentes nas ligas Al-Mg-Si-Cu [21-24].

Chakrabarti e outros [25] afirmam que, ao contrário das fases beta", Q' e theta", é improvável, do ponto de vista da termodinâmica, a presença das fases S' ou S (resultante da transformação da fase S' mencionada em precipitados termodinamicamente estáveis) nas ligas Al-Mg-Si-Cu e que estas fases não poderiam coexistir com as fases Q' e Q (analogamente proveniente da transformação da fase Q' em precipitados de equilíbrio) , presentes nas ligas com teor de silício razoavelmente alto. A fase Q' teria a mesma morfologia (forma de ripas alongadas) e estrutura cristalina da fase Q (hexagonal compacto: a = 1,04 nm e c = 0,405 nm) diferenciando-se desta somente pelas menores dimensões e pelo fato de ser coerente. Para tempos de envelhecimento mais prolongados, a tendência é o aumento da presença da fase Q' quando comparada com a fase beta", que predomina no início do envelhecimento [25-28]. Ao contrário da fase beta", que apresenta seção reta circular, a fase Q' possui seção reta retangular. O grande efeito de endurecimento por precipitação associado à presença desta fase explicaria o ganho de dureza e de resistência mecânica associado às adições de cobre às ligas Al-Mg-Si. A fase Q' (e a Q) também pode ser encontrada em ligas Al-Cu-Mg (série 2XXX) com adições de silício. Considerando-se as regiões de estabilidade das diferentes fases endurecedoras em função dos teores de magnésio, silício e cobre, verifica-se que a composição da liga 6013, que possui um pequeno excesso de silício, corresponde à presença das fases beta", theta", Q' e Si (aglomerados de átomos de silício) [25]. 

Além do cobre, outro elemento importante nestas ligas é o manganês, embora em teores mais baixos, da ordem de 0,3 a 0,6 %. Este elemento combina-se com o ferro e o silício para formar as fases AlFeMnSi e Al15Mn3Si2 [21,22]. Quando o teor de ferro é muito alto, quando comparado com o teor de manganês, predomina a fase AlFeSi, que é tanto mais

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

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

Processamento e aplicações das ligas da série 6xxx

As ligas da série 6xxx apresentam duas características que justificam o seu uso mais freqüente quando comparadas às demais ligas de alumínio: a capacidade de endurecimento por precipitação (são termicamente tratáveis) aliada à facilidade de serem extrudadas. Estas ligas apresentam elevada dutilidade, que permite o seu uso em operações que acarretam elevados graus de deformação, como a extrusão. Por esse motivo, as ligas Al-Mg-Si representam a maior parte do volume de ligas de alumínio extrudadas [36-41]. 

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

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Al-Cu). Assim, as ligas da série 6xxx são as mais utilizadas comercialmente.

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

As ligas de alumínio da série 6xxx são utilizados em uma ampla variedade de aplicações, desde o uso em perfis de arquitetura, como é o caso das ligas mais diluídas e conseqüentemente de menor resistência mecânica, como a 6063 e a 6060, até as chamadas ligas de aplicação estrutural com maiores teores de elementos de liga e maior dureza, como a 6061 e a 6351, com grande potencial de aplicação na indústria automobilística [36-40] Para aplicações na indústria aeronáutica normalmente utilizam-se as ligas das séries 2xxx e 7xxx. As novas ligas Al-Mg-Si-Cu podem não só substituir as tradicionais ligas Al-Mg-Si de aplicação estrutural (como a 6061) como também podem ser usadas em várias aplicações na indústria aeronáutica ainda reservadas às ligas Al-Cu e Al-Zn-Mg [46-48]. 

Entretanto, como a introdução destas ligas Al-Mg-Si-Cu no mercado é ainda muito recente, é muito importante uma investigação quanto à microestrutura e propriedades para uma avaliação precisa de seu potencial, uma vez que não há muitos dados disponíveis sobre este novo subgrupo de ligas na literatura. Entretanto, a partir dos primeiros estudos, com ênfase na análise de propriedades mecânicas como dureza e resistência à tração, já se pode dizer que essas novas ligas poderão ser aplicadas em diversos componentes do automóvel, como o chassi, carroceria, barra de direção, rodas, painéis internos e externos entre vários outros [2,49]. 

Além das ligas trabalhadas da série 6xxx, no grupo das ligas que contêm Si, Mg e Cu como seus principais elementos de liga, devem ser mencionadas as ligas fundidas da série 3xx.x, entre as quais as ligas 380.0, 356.0, 390.0,360.0, 359.0, 357.0, 355.0, 332.0, 319.0, 324.0, 384.0, 364.0, 392.0 e 336.0 [1,3]. 

As tabelas 6.1 e 6.2 mostram, respectivamente, a composição química e as propriedades mecânicas de algumas ligas trabalhadas da série 6xxx [3].

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Tabela 6.1 - Composições químicas de ligas Al-Mg-Si

Liga Mg Si Cu Mn Cr6101 0,6 0,5 - - -

6201 0,8 0,7 - - -

6009 0,6 0,8 0,37 0,5 -

6010 0,8 1,0 0,37 0,5 -

6013 1,0 0,8 0,9 0,6 -

6022 0,58 1,28 0,07 0,08 -

6151 0,6 0,9 - - 0,25

6351 0,6 1,0 - 0,6 -

6951 0,6 0,35 0,28 - -

6053 1,2 0,7 - - 0,25

6061 1,0 0,6 0,2 0,28 0,2

6262 1,0 0,6 0,28 - 0,09

6063 0,7 0,4 - - -

6066 1,1 1,3 1,0 0,8 -

6070 0,8 1,3 0,28 0,7 -

Obs. : Alumínio é o restante (em todas as ligas). A liga 6262 contém também 0,6 % Bi e 0,6 % Pb.

Tabela 6.2 - Propriedades mecânicas de ligas Al-Mg-Si

Liga

Têmpera

Limite de resistência

à tração (MPa)

Limite de resistência ao escoamento

(MPa)

Alongamento em 50 mm

(%)

Dureza

Brinell

Limite de resistência à fadiga

(MPa)6101

T6 220 195 15 71 -

6201

T81 330 - 6 - 105

6009

T4 230 125 25 62 -

6010

T4 290 170 24 78 -

6013

T651 406 372 9 132 -

6151

T6 330 295 17 100 85

635 T6, 340 295 13 95 90

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1 T6516951

T6 270 230 13 82 -

6053

T6 255 220 13 80 90

6063

T6 240 215 12 73 70

6463

T6 240 215 12 74 70

6061

T6 310 275 12 95 95

6262

T9 400 380 10 120 90

6066

T6, T651

395 360 12 120 110

6070

T6 380 350 10 120 95

 

Ligas Al-Zn

Entre as ligas da série 7XXX (Al-Zn) destacam-se os subgrupos Al-Zn-Mg e Al-Zn-Mg-Cu. Assim como as ligas Al-Cu e Al-Mg-Si são ligas endurecíveis por precipitação, ou seja, mediante tratamento térmico controlado em condições específicas, geralmente de solubilização e envelhecimento, apresentam ganhos significativos de dureza. Encontram sua principal aplicação na fabricação de aviões, uma vez que essas ligas da série 7XXX são aquelas que atingem os níveis mais elevados de resistência mecânica entre as ligas de alumínio [3].As temperaturas solvus (temperatura acima da qual os elementos de liga entram sem solução) das ligas da série 7XXX são relativamente baixas quando comparadas com outros tipos de liga de alumínio. Uma temperatura típica de solubilização de uma liga Al-Zn-Mg seria em torno de 480 ºC, enquanto para uma liga Al-Mg-Si seria aproximadamente 560 ºC [3]. 

O zinco, por si só, é altamente solúvel no alumínio e não exerce influência apreciável na microestrutura de uma liga simples como a 7072. Entretanto, o tipo de liga Al-Zn mais freqüentemente usado contém também magnésio e cobre, assim como elementos adicionais como cromo, manganês e zircônio, além do ferro e do silício normalmente presentes mesmo como impurezas. Nesse tipo de liga as fases em

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equilíbrio com a matriz rica em alumínio são a fase heta, também chamada M (MgZn2), T (Al2Mg3Zn3) e a fase beta (Al3Mg5). Esta última somente aparece quando o teor de magnésio é muito mais alto que o teor de alumínio. Além da formação da fase heta (M) endurecedora, o magnésio tem importante efeito no endurecimento por solução sólida [3].

O endurecimento por precipitação nas ligas que contêm zinco em excesso (em relação ao magnésio) ocorre em uma seqüência que se inicia com a formação de zonas GP a partir da solução sólida supersaturada, seguida pelo aparecimento dos precipitados coerentes metaestáveis M' até chegar na fase de equilíbrio M, já na etapa de superenvelhecimento, caracterizada pela queda de dureza. Se o teor de magnésio for um pouco mais alto que o de zinco, ocorre seqüência de precipitação semelhante, havendo entretanto a formação da fase T ao invés da fase M [3].

Nas ligas quaternárias que contêm cobre, o zinco é o principal elemento de liga, mas o teor de magnésio é superior ao teor de cobre. A composição da fase M varia de MgZn2 até AlCuMg e pode ser descrita como Mg(Al,Cu,Zn)2. A fase T varia de Al2Mg3Zn3 até Al6CuMg4 e pode ser descrita como Mg3(Al,Cu,Zn)5. Se o teor de cobre for muito alto aparece a fase S (Al2CuMg), cuja variação de composição é pouco significativa. De um modo geral nas zonas GP e precipitados coerentes o teor de cobre é menor do que nos precipitados de equilíbrio. O ferro, o silício e o manganês interagem uns com os outros e também com o cobre e com o magnésio. O cromo reage com o alumínio e o magnésio para formar um dispersóide [3].

Ao ser fundida, e antes de ser trabalhada, a liga 7075 forma uma ou mais variantes de Al12(Fe,Cr)3Si, Mg2Si e um pseudo-binário eutético feito de alumínio e MgZn2. Esta fase contém alumínio e cobre como substitutos parciais do zinco e pode ser descrita como Mg(Zn,Cu,Al)2. O tratamento térmico posterior faz com que as fases ricas em ferro transformem-se em Al7Cu2Fe. A fase Mg2Si é relativamente insolúvel e tende a se esferoidizar até certo ponto. A fase Mg(Zn,Cu,Al)2 rapidamente começa a se dissolver , ao mesmo tempo que formam-se alguns precipitados de Al2CuMg, os quais necessitam de altas temperaturas e longos tempos para serem completamente dissolvidos. O cromo se precipita da solução sólida supersaturada como dispersóides de Al18Cr2Mg8, concentrado principalmente nas regiões dendríticas primárias. Uma liga Al-Zn-Mg bem solubilizada contém apenas Al7Cu2Fe, Al12(Fe,Cr)3Si e Mg2Si e o dispersóide mencionado. Os grãos recristalizados são muito alongados ou achatados por causa do bandeamento de dispersóides e regiões não recristalizadas não são incomuns. As regiões não recristalizadas são formadas por subgrãos muito finos cujos contornos são decorados por

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precipitados endurecedores. Isso é mais óbvio nas estruturas trabalhadas a quente, principalmente nas regiões mais próximas à superfície, onde a deformação crítica levou à formação de grãos recristalizados grosseiros. Os dispersóides inibem a recristalização, mas favorecem a formação de subgrãos finos. A fase Al3Zr é coerente com a matriz tem efeitos semelhantes [3].

O recozimento nas ligas termicamente tratáveis tem dois propósitos: a remoção dos efeitos do trabalho a frio residual e a precipitação de soluto a partir da solução sólida. O último é acompanhado por um resfriamento lento controlado, resultando numa distribuição aleatória de precipitados. A presença desses precipitados densamente distribuídos torna a difícil a revelação da estrutura de grãos resultante da têmpera O (recozida) [3].

Outras ligas da série 7XXX de média e alta resistência mecânica representam variações da liga 7075. A liga 7050, com mais altos teores de cobre e zinco possui maior quantidade de Al2CuMg para ser dissolvido na temperatura de solubilização. Ligas mais diluídas podem mais facilmente dissolver todas as fases ricas em zinco. Sinais de superaquecimento nas ligas da série 7XXX estão geralmente relacionados com regiões segregadas com concentração incomum de Al2CuMg. A liga homogênea tem uma temperatura solidus de equilíbrio muito acima da faixa de tratamento térmico. Entretanto, se há presença acentuada de Al2CuMg, taxas de aquecimento muito rápidas podem resultar no aparecimento de rosetas, devido à insuficiência de tempo para a difusão e dissolução da partícula, antes de se atingir a temperatura eutética de não equilíbrio [3].

Apesar de sua elevada resistência mecânica, as ligas Al-Zn-Mg foram estudadas por muito tempo, principalmente com o intuito de superar a desvantagem significativa causada por sua baixa resistência à corrosão sob tensão. Embora a liga 7076 tenha sido introduzida na fabricação de aeronaves em 1940, somente com o desenvolvimento da liga 7075, introduzida em 1943, esse tipo de liga ganhou maior presença na indústria aeronáutica. Uma nova versão, com maior resistência mecânica, a liga 7178 apareceu em 1951. A liga de alumínio com maior resistência mecânica já produzida comercialmente, a 7001, foi introduzida em 1960. Entretanto, dificuldades de produção, baixa tenacidade e baixa resistência mecânica na têmpera T73 inviabilizaram seu uso extensivo. Mais recentemente ligas 7X49 e 7X50, assim como novas versões de mais alta pureza da liga 7075 têm sido empregadas em maior escala devido à sua alta resistência mecânica e maior dutilidade. Quando essas ligas Al-Zn-Mg são razoavelamente superenvelhecidas nas têmperas T7X a resistência mecânica atingida é inferior à da têmpera T6, mas consegue-se praticamente a imunidade à corrosão sob tensão [3].

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As ligas 7X49, 7X50, 7175 e 7475 nas têmperas T6X e particularmente nas têmperas T7X, assim como as ligas 2124, 2419 e 2048 nas têmperas T8X, apresentam uma combinação favorável de propriedades. Elas têm alta resistência mecânica, alta resistência à corrosão sob tensão, e quando submetidas a tratamentos térmicos e mecânicos especiais, alta resistência ao crescimento instável de trincas, ou seja, tenacidade à fratura [3].

Nos últimos anos as ligas Al-Zn-Mg têm recebido muita atenção. Essas ligas contêm teores reduzidos de zinco e magnésio com pequenas adições de manganês, cromo, titânio e zircônio. O cobre é eliminado ou limitado a teores muito baixos. Esse controle de composição química reflete-se na completa solubilização dos elementos de liga em temperaturas de tratamento térmico em contraste com as ligas de uso aeronáutico e alta resistência mecânica. Os níveis de resistência mecânica ótimos são atingidos mesmo com taxas de resfriamento lentas. A menor sensibilidade ao resfriamento destas ligas, permite que, quando usadas na fabricação de peças espessas sejam reduzidas as distorções e as tensões residuais. Isso é possível quando apenas zircônio (excluindo-se o cromo e o manganês) é adicionado para controlar o crescimento de grão [3].

A liga 7039 foi desenvolvida para aplicações em blindagem e a liga 7005, extrudada, foi desenvolvida para aplicações estruturais em meios de transporte. As ligas 7016 e 7029 foram introduzidas para aplicações em que se exige bom acabamento superficial em peças brilhantes como pára-choques. Estas ligas contêm cobre em níveis moderados (0,5 a 1,0 %) e nenhum inibidor de recristalização. Entretanto, neste caso são necessários cuidados especiais para evitar crescimento de grão e é necessário um processamento ótimo para evitar a corrosão sob tensão [3].

Nas tabelas 7.1 e 7.2 são mostradas a composição química e propriedades mecânicas de algumas ligas do sistema Al-Zn-Mg [3]:

Tabela 7.1 - Composições químicas de algumas ligas da série 7XXX (% em massa):

Liga Zn Mg Cu Mn Cr Zr Ti Al

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7001 7,4 3,0 2,1 - 0,26 - - Bal.7005 4,5 1,4 - 0,45 0,13 0,14 0,03 Bal.7016 4,5 1,1 0,8 - - - - Bal.7021 5,5 1,5 - - - 0,13 - Bal.7029 4,7 1,6 0,7 - - - - Bal.7049 5,6 2,5 1,6 - 0,16 - - Bal.7050 6,2 2,2 2,3 - - 0,12 - Bal.7150 6,4 2,4 2,2 - - - - Bal.7075 5,6 2,5 1,6 - 0,23 - - Bal.7475 5,7 2,2 1,6 - 0,22 - - Bal.7076 7,5 1,6 0,6 0,50 - - - Bal.7178 6,8 2,7 2,0 - 0,23 - - Bal.

Tabela 7.2 - Propriedades mecânicas de algumas ligas da série 7XXX:

Liga

Têmpera

Limite de resistência mecânica

(MPa)

Limite de resistência ao escoamento

(MPa)

Alongamento  %

(em 50 mm)

Dureza

Brinell

Limite de resistência à fadiga

(MPa)7001

T6 675 625 9 160 150

7005

T5 360 315 15 96 -

7021

T62 420 380 13 - 138

7029

T5 430 380 15 - -

7049

T73 540 475 10 146 -

7050

T74 510 450 13 142 -

7075

T6, T73 505 435 13 - 150

7475

T7351 505 435 14 - -

7076

T61 510 470 14 150 -

7178

T6, T651

605 540 10 160 150

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Outras ligas de alumínio

Além das ligas classificadas pela Aluminum Association como ligas das séries 1XXX a 7XXX, existem outras ligas de alumínio, cujo principal elemento de liga é diferente dos elementos de liga mais significativos das ligas dessas séries. Entre estas estão as ligas alumínio-lítio, desenvolvidas nos anos 80 como possíveis alternativas às ligas da série 7XXX (Al-Zn) e que receberam a numeração da série 8XXX, como as ligas 8090 e 8091, por exemplo, além de diversos outros tipos de liga, cujos principais elementos de liga são outros que não o lítio, algumas dessas nem mesmo numeradas oficialmente pela AA. Estas ligas constituem o tema do presente capítulo.

As ligas binárias Al-Li estão entre as de mais baixa densidade entre as ligas de alumínio, uma vez que a densidade do lítio é ainda mais baixa do que a do alumínio: apenas 0,534 g/cm3, contra 2,70 g/cm3 no caso do alumínio, enquanto a maioria dos principais elementos de liga geralmente adicionados ao alumínio têm densidade muito mais alta: 8,92 g/cm3 no caso do cobre, 7,14 g/cm3 no caso do zinco, 7,20 g/cm3 nos casos do manganês e do cromo. Sendo assim, enquanto a adição destes elementos de liga tem o efeito de aumentar a densidade da liga de alumínio, ao contrário do lítio. E como se sabe, uma das principais vantagens do uso das ligas de alumínio é a sua baixa densidade, que aliada a uma boa resistência mecânica que pode ser obtida por meio de diferentes tipos de tratamentos térmicos e mecânicos, as torna o tipo de material mais indicado para várias aplicações industriais. Nas ligas Al-Li o teor de lítio que corresponde à composição eutética é de 9,9 % de lítio e a temperatura eutética é 600 ºC. O lítio possui elevada solubilidade no alumínio (máximo de 5,2 %) e as ligas binárias mostram apreciável capacidade de endurecimento por precipitação, o qual se deve à formação da fase metaestável e ordenada delta' (Al3Li) sob a forma de precipitados finos e dispersos na matriz [3].

Além das ligas binárias Al-Li surgiram com certa presença no mercado outras ligas que contêm Li como um de seus principais elementos de liga, como as ternárias Al-Cu-Li e Al-Mg-Li. A adição de cobre às ligas do sistema binário alumínio-lítio reduz significativamente a solubilidade do lítio, para cerca de 1,5 % a 515 ºC. Para teores mais baixos de lítio, há 3 fases em equilíbrio com o alumínio: a TB, a T1 e a T2. A fase TB é a de composição Al7Cu4Li, correspondendo a 56,5 % de cobre e 1,5 % de lítio. A estrutura é semelhante à da fase theta' (precursora da fase theta:

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Al2Cu), formada nas ligas Al-Cu endurecíveis por precipitação. A fase T1 (Al2CuLi) contém cerca de cerca de 52,8 % de cobre e 5,4 % de lítio. A fase T2 tem composição química próxima de AlCuLi3 (26,9 % de cobre e 8,8 % de lítio). Dependendo da variação de temperatura e de composição química, podem ser variadas as proporções das fases TX e delta', obtendo-se diferentes níveis de propriedades mecânicas. Entre as liga Al-Cu-Li encontra-se a liga 2090 [3].

A adição de magnésio (densidade: 1,74 g/cm3) às ligas Al-Li, formando as ligas Al-Mg-Li, reduz ainda mais a densidade, mas tem um efeito pouco significativo no módulo de elasticidade. A adição de magnésio também reduz a solubilidade do lítio no alumínio. A presença do lítio restringe o domínio das fases Al8Mg5 e E (AlMg), expandindo porém o campo de existência da fase Al12Mg17 a 470 ºC. Sendo assim, o alumínio está em equilíbrio com ambas as fases Al8Mg5 e Al12Mg17, assim como com as fases Al2LiMg e AlLi. A fase ternária Al2LiMg forma-se com aproximadamente 8,5 % de lítio e 28,2 % de magnésio. Ao se envelhecer uma liga com 5 % de magnésio e 2 % de lítio na faixa de temperaturas de 130 a 180 ºC, surgem as fases delta' (Al3Li) e Al2LiMg. Nas ligas Al-Mg-Li o magnésio contribui para o aumento da resistência mecânica de dois modos: através de endurecimento por solução sólida e pelo decréscimo da solubilidade do lítio no alumínio, o que resulta em aumento na fração volumétrica de delta' [3].

Ligas Al-Fe: o ferro geralmente é uma impureza presente em praticamente todas as ligas de alumínio, mas em algumas ligas de alumínio pode estar presente como um importante elemento de liga, adicionado porém em teores sempre inferiores a 1 %. No sistema Al-Fe forma-se um eutético a 655 ºC com um teor entre 1,7 e 2,2 % de ferro. A fase em equilíbrio com o alumínio é a Al3Fe (40,7 % de ferro), embora possa se aproximar de Al7Fe2

(37,3 % de ferro). A fase Al3Fe forma-se a partir do líquido, já a 1150 ºC e não por reação peritética. Quando o resfriamento é rápido, por exemplo em molde metálico, surge a fase Al6Fe (22,6 %) [3].

Ligas Al-Sn: são usadas para a fabricação de mancais e buchas e apresentam grande resistência à fadiga e boa resistência à corrosão que poderia ser causada pela ação de óleos lubrificantes. Estas ligas são fabricadas por fundição e no sistema de classificação da Aluminum Association estão representadas pela série 8XX.X. Contudo, a prática de fundição dessas ligas deve ser cuidadosa no sentido de procurar evitar a fissuração a quente. Sendo assim, além de se adicionar ao alumínio fundido o estanho puro e as ante-ligas com cobre e níquel, deve-se tratar o banho com fluxo gasoso de nitrogênio e cloro, ou sólido a base de AlCl3,

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recomendando-se uma temperatura de fusão e vazamento entre 650 e 700 ºC. As adições de cobre, níquel e silício aumentam a capacidade de carga e a resistência ao desgaste, além de melhorar a microestrutura. A liga Al-Sn mais utilizada é a AA 850.0, que contém 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, e que ao ser fundida em molde de areia e submetida ao tratamento T5 (envelhecida artificialmente sem solubilização prévia) 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. Esse tipo de liga vem sendo usado desde os anos 30 [1].

Nos anos 60 foram introduzidas no mercado as ligas com cerca de 20 % de estanho, atualmente bastante difundidas. Estas ligas contêm cerca de 1 % de cobre que atua como endurecedor em solução sólida do alumínio. A solubilidade do estanho no alumínio solidificado é muito menor do que a solubilidade do estanho no alumínio líquido. A microestrutura dessas ligas é basicamene constituída de estanho praticamente puro entre os grãos de alumínio praticamente puro, o que de certo modo compromete a resistência à tração, o limite de fluência e a dutilidade. Sendo assim, na produção de mancais para automóveis os lingotes de liga Al-Sn com cerca de 20 % de estanho são laminados a frio, de modo a destruir as partículas intergranulares de estanho, sendo posteriormente submetidas a um recozimento a 350 ºC. Como conseqüência o estanho fica numa rede tridimensional em uma matriz de alumínio. O recozimento a 500 ºC permitiria solubilizar até 50 % de estanho na liga [3].

  Tratamentos térmicos de ligas de alumínio

Considerando-se os tratamentos térmicos das ligas de alumínio, deve-se inicialmente diferenciar as ligas termicamente tratáveis (séries 2XXX, 6XXX, 7XXX e a maioria da série 8XXX), as que podem endurecer por meio de tratamento térmico de solubilização e envelhecimento, daquelas cujo aumento de dureza só pode ser obtido mediante trabalho mecânico e conseqüentemente encruamento (séries 1XXX, 3XXX, 4XXX e 5XXX).A solubilização consiste em aquecer o material a uma temperatura bem elevada, em geral relativamente próxima do ponto de fusão, de tal modo que nesta temperatura, com os coeficientes de difusão dos elementos de liga no alumínio já suficientemente aumentados, seja possível a migração desses átomos, proporcionando a dissolução, completa depois de um certo tempo de permanência nesta temperatura, das fases secundárias

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inicialmente presentes na liga. Esta etapa do tratamento térmico é fundamental para assegurar que o envelhecimento subseqüente, realizado em temperatura bem mais baixa e tempo mais prolongado, ocorra de modo controlado, de tal maneira que os precipitados sejam formados de forma controlada, principalmente no que se refere ao tamanho dos mesmos e conseqüentemente sua coerência com a matriz. Na figura 9.1 vemos o diagrama de equilíbrio pseudo-binário das ligas Al-Mg-Si que mostra o campo monofásico alfa, evidenciando que acima da linha solvus, determinada por uma combinação de temperatura e de teor de Mg2Si, o magnésio e o silício encontram-se dissolvidos na matriz de alumínio. Para um teor de 1,0 % de Mg2Si, por exemplo, a 500 ºC os precipitados de Mg2Si são termodinamicamente instáveis e com tempo suficiente dissolvem-se na matriz de alumínio. Quando é feito um resfriamento rápido em água, mantém-se à temperatura ambiente a solução sólida supersaturada. Posteriormente, a manutenção do material à temperatura ambiente (envelhecimento natural) ou a uma temperatura mais elevada (envelhecimento artificial) leva à formação de precipitados endurecedores. No envelhecimento natural a cinética de precipitação é mais lenta do que no envelhecimento artificial, no qual o controle de temperatura e tempo permite a obtenção de valores de dureza mais elevados. No envelhecimento artificial é possível atingir o máximo de dureza para um determinado tempo de tratamento, após o qual o crescimento excessivo dos precipitados e a conseqüente perda de coerência dos mesmos com a matriz leva à queda de dureza denominada superenvelhecimento.

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Fig. 9.1 – Diagrama pseudo-binário Al-Mg2Si

Como foi dito anteriormente, o tratamento de solubilização e envelhecimento (T6) só dá resultado nas chamadas ligas termicamente tratáveis, que podem apresentar aumento de dureza mediante tratamento térmico. Entretanto, todas as ligas de alumínio podem ter sua dureza reduzida por meio de tratamento térmico de recozimento (O), que leva à recuperação e recristalização do mateial anteriormente encruado (endurecido) por algum tipo de trabalho mecânico.A seguir será apresentada a relação de classificação de tipos de tratamentos, adotada pela Aluminum Association [1,3]:F = como fabricado: aplica-se aos produtos resultantes de conformação mecânica (laminação, extrusão e outros)O = recozido: aplica-se aos produtos inicialmente trabalhados e depois recozidos para obter a resistência mecânica mais baixa, e aos produtos fundidos que são recozidos com o objetivo de aumentar a dutilidade e a estabilidade dimensional. A letra O pode ser seguida por um número diferente de zero.W = solubilizado: uma têmpera instável aplicável somente às ligas que envelhecem espontaneamente na temperatura ambiente (envelhecimento natural) após solubilização. Esta designação é especificamente usada quando o período de envelhecimento natural é indicado, como por exemplo no caso de W ½ h.T = termicamente tratado para produzir têmperas estáveis diferentes de F, O ou H: aplica-se aos produtos que são termicamente tratados, com ou sem deformação suplementar, para produzir têmperas estáveis.A letra T é sempre seguida por um ou mais dígitos. Um período de envelhecimento natural pode ocorrer entre as operações relacionadas para as têmperas T. Sempre que for necessário do ponto de vista metalúrgico, deve haver um controle

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rigoroso desse período. Números de 1 a 10 indicam seqüências de tratamentos específicas:T1 = resfriado de uma temperatura elevada em um processo de conformação e envelhecido naturalmente até uma condição substancialmente estável. Aplica-se a produtos que não são trabalhados a frio após resfriamento de uma temperatura elevada em um processo de conformação a quente, ou nos quais o efeito do trabalho a frio no endireitamento ou na planificação é reconhecido nos limites de propriedades mecânicas.T2 = resfriado de uma temperatura elevada em um processo de conformação, trabalhado a frio e envelhecido naturalmente até uma condição substancialmente estável. Aplica-se a produtos que são trabalhados a frio para aumentar a resistência mecânica após resfriamento de uma temperatura elevada em um processo de conformação, ou nos quais o efeito do trabalho mecânico no endireitamento ou na planificação é reconhecido nos limites de propriedades mecânicas.T3 = solubilizado, trabalhado a frio e envelhecido naturalmente até uma condição substancialmente estável. Aplica-se a produtos que são trabalhados a frio para aumentar a resistência mecânica após solubilização, ou nos quais o efeito do trabalho mecânico no endireitamento ou na planificação é reconhecido nos limites de propriedades mecânicas.T4 = solubilizado e envelhecido naturalmente até uma condição substancialmente estável. Aplica-se a produtos que não são trabalhados mecanicamente após solubilização, ou nos quais o efeito do trabalho a frio no endireitamento ou a planificação pode não ser reconhecido nos limites de propriedades mecânicas.T5 = resfriado de uma temperatura elevada em um processo de conformação e envelhecido naturalmente. Aplica-se a produtos que não são trabalhados a frio após resfriamento de uma temperatura elevada em um processo de conformação a quente, ou nos quais o efeito do trabalho a frio no endireitamento ou a planificação pode não ser reconhecido nos limites de propriedades mecânicas.T6 = solubilizado e envelhecido artificialmente. Aplica-se a produtos que não são trabalhados a frio após solubilização, ou nos quais o efeito do trabalho a frio no endireitamento ou a planificação pode não ser reconhecido nos limites de propriedades mecânicas.T7 = solubilizado e estabilizado. Aplica-se a produtos que são estabilizados após solubilização para levá-los além do ponto de máxima resistência mecânica, de modo a permitir o controle de alguma característica especial.T8 = solubilizado, trabalghado a frio, e então envelhecido artificialmente. Aplica-se a produtos que são trabalhados a frio para aumentar a resistência mecânica, ou nos quais o efeito do trabalho mecânico no endireitamento ou na planificação é reconhecido nos limites de propriedades mecânicas.T9 = solubilizado, envelhecido artificialmente e trabalhado a frio. Aplica-se a produtos que são trabalhados a frio para aumentar a resistência mecânica.T10 = resfriado de uma temperatura

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elevada em um processo de conformação, trabalhado a frio e então envelhecido artificialmente. Aplica-se a produtos que são trabalhados a frio para aumentar a resistência mecânica, ou nos quais o efeito do trabalho mecânico no endireitamento ou na planificação é reconhecido nos limites de propriedades mecânicas.

O tratamento de solubilização consiste em aquecer um produto, fundido ou trabalhado mecanicamente a uma temperatura adequada, manter a liga nessa temperatura por tempo suficiente para que os átomos de soluto se difundam de modo que se dissolvam na matriz, e resfriar rapidamente o material de modo a manter os elementos de liga dissolvidos na matriz. Algumas ligas da séria 6XXX atingem as mesmas propriedades quando solubilizadas em forno ou resfriadas de uma elevada temperatura de trabalho a quente, desde que o resfriamento seja rápido o suficiente para manter todo soluto em solução sólida. Neste caso as denominações de têmpera T3, T4, T6, T7, T8 e T9 podem ser mantidas e podem ser aplicadas em ambos os casos [3].As denominações seguintes, envolvendo dígitos adicionais são usadas para o caso de materiais submetidos a alívios de tensões de produtos trabalhados [3]:T-51 = submetido a alívio de tensões por estiramento. Aplica-se aos seguintes produtos quando estirados, sendo indicado o grau de estiramento (em %), após solubilização ou resfriamento a parir de trabalho a quente:Placas: 1,5 a 3 % de ajuste permanente. Vergalhões, barras, perfis e tubos extrudados: 1 a 3 % de ajuste permanente. Tubos trefilados: 0,5 a 3 % de ajuste permanente. Aplica-se diretamente a placas e barras e vergalhões laminados ou acabados a frio. Esses produtos não sofrem nenhum endireitamento adicional após o estiramento. Aplica-se a vergalhões, barras, tubos e perfis extrudados e também tubos trefilados, quando denominados de maneira mostrada a seguir:T-510: produtos não sofrem endireitamento adicional após estiramento.T-511: produtos que podem sofrer um pequeno endireitamento após o estiramento, de modo a se enquadrar nas tolerâncias padronizadas.T-52 = submetido a alívio de tensões por compressão. Aplica-se aos produtos que foram submetidos a alívio de tensões por compressão após solubilização ou resfriamento a partir do trabalho a quente de modo a produzir um ajuste permanente de 1 a 5 %.T-54 = submetido a alívio de tensões por combinação de estiramento e compressão. Aplica-se a produtos forjados que são submetidos a alívio de tensões ao serem repassados a frio pela matriz de acabamento.Os mesmos dígitos (51, 52 e 54) podem ser adicionados à designação W para indicar um produto solubilizado instável e submetido a alívio de tensões. As seguintes designações são usadas para classificar produtos trabalhados e termicamente tratados das têmperas O ou F, para manifestar resposta a tratamentos térmicos:T42 = solubilizado a partir das

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têmperas O ou F para demonstrar resposta ao tratamento térmico e envelhecido naturalmente até uma condição suficientemente estável.T62 = solubilizado a partir das têmperas O ou F para demonstrar resposta ao tratamento térmico e envelhecido artificialmente.As denominações de têmpera T42 e T62 também podem ser aplicadas a produtos trabalhados e termicamente tratados a partir de qualquer têmpera, quando esses tratamentos resultam em propriedades mecânicas compatíveis com essas têmperas.

Origem do aumento de dureza através do tratamento de envelhecimento e da queda de dureza causada pelo superenvelhecimento:

O tratamento de solubilização e envelhecimento tem por objetivo a obtenção de precipitados finos, que ao mesmo tempo que sejam grandes o suficientes para agir como obstáculos ao movimento das discordâncias, endurecendo a liga, sejam por outro lado pequenos o suficiente para manter a coerência com a matriz, fundamental para manter o efeito de endurecimento. A solubilização, ao garantir a obtenção de uma solução sólida (dissolução dos elementos de liga) mantida à temperatura ambiente de modo instável por meio de resfriamento rápido, permite um melhor controle do crescimento dos precipitados durante o posterior envelhecimento. No início do envelhecimento surgem as chamadas zonas de Guinier Preston, muito pequenas para garantir uma substancial endurecimento, uma vez que podem ser facilmente cisalhadas por discordâncias em movimento. Prosseguindo o envelhecimento numa temperatura suficientemente alta (envelhecimento artificial), formam-se os precipitados metaestáveis, inicialmente coerentes e posteriormente semicoerentes. A coerência do precipitado com a matriz, ao provocar distorções na mesma, devido a pequenas diferenças de parâmetro de rede, gera um campo de tensões que dificulta a movimentação de discordâncias, endurecendo o material. Com o tempo ocorre perda parcial de coerência, através do surgimento de discordâncias de interface entre o precipitado e a matriz, que está associada a uma pequena queda de dureza. Prolongando o envelhecimento para tempos excessivos, ocorre a perda total de coerência, havendo a formação de uma interface entre o precipitado e a matriz, aliviando totalmente as tensões, provocando amolecimento significativo. Além disso, como os precipitados, incoerentes, estáveis e muito grandes, encontram-se muito afastados uns dos outros devido ao coalescimento, deixam um longo caminho livre para a movimentação das discordâncias, o que também favorece o amolecimento típico do superenvelhecimento. A diferença básica entre o envelhecimento artificial e o envelhecimento natural (à temperatura ambiente), além dos níveis de dureza que podem ser atingidos (bem mais altos para o

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envelhecimento artificial), é a cinética do processo: enquanto o pico de dureza no envelhecimento artificial pode ser obtido em algumas horas (tanto mais rápido quanto mais alta a temperatura), no envelhecimento natural o máximo de dureza (inferior ao obtido em forno) somente acontece após uma semana ou mais de manutenção do material à temperatura ambiente.

Tratamento térmico de homogeneização:

Também conhecido como pré-aquecimento do lingote anterior ao trabalho a quente, pode ter vários objetivos, dependendo da liga, do produto e do processo de fabricação envolvido. Um dos principais objetivos é aumentar a trabalhabilidade. A microestrutura dos tarugos e placas fundidas de ligas de alumínio é bastante heterogênea, apresentando segregações numa estrutura dendrítica, com grande variação de composição química, com o teor de soluto aumentando progressivamente das superfícies para o centro, assim como a presença de partículas de segunda fase, que se formam preferencialmente nos contornos das dendritas [3].

Devido à baixa dutilidade resultante da presença localizada dessas partículas as estruturas fundidas estão associadas com baixa trabalhabilidade. Os tratamentos térmicos de homogeneização das estruturas fundidas foram desenvolvidos de maneira empírica, baseados em observações metalográficas em microscópio ótico para determinar o tempo e a temperatura necessários para reduzir a segregação e dissolver as partículas de segunda fase. Entretanto, mais recentemente têm surgido métodos que permitem determinar quantitativamente o grau de microssegregação e as taxas de dissolução e de homogeneização. Em geral, quanto mais grosseira a estrutura dendrítica, maior a segregação e mais difícil a homogeneização, uma vez que as distâncias, que devem ser vencidas pela difusão dos átomos, tornam-se mais longas. Durante o resfriamento lento que se segue ao tratamento térmico de homogeneização ocorre reprecipitação de partículas de segunda fase, mas esta ocorre de maneira mais dispersa, não localizada, e no de modo muito significativo no interior das dendritas, e não nos contornos como anteriormente. Além disso, a vantagem intrínseca do tratamento de homogeneização é permitir a esferoidização das partículas quase insolúveis que contêm ferro, a qual é tanto maior quanto maior for a solubilidade e a taxa de difusão dos elementos contidos nas partículas [3].

A presença de elementos como manganês, cromo e zircônio tem um efeito diferente do ferro e do silício no que se refere à segregação e à presença de partículas de segunda fase. Esses elementos se separam por uma reação peritética durante a solidificação, de tal modo que a formação

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de partículas contendo esses elementos ocorre de maneira inversa ao que acontece com as partículas que não contêm esses elementos, isto é, a região central da dendrita, que é a primeira a se solidificar contém, progressivamente, maior teor desses elementos do que a região dos contornos, que é a última a se solidificar. Assim, as soluções sólidas formadas por esses elementos estão supersaturadas, o que resulta das taxas de difusão relativamente baixas destes elementos no estado sólido [3].

Tratamentos térmicos de pré-aquecimento dos lingotes das ligas que contêm esses elementos são recomendados para induzir a precipitação de partículas de fases tais como Al20Cu2Mn3 e Al12Mg2Cr, com dimensões de 10 a 100 nm. Esses precipitados formados em altas temperaturas também são conhecidos como dispersóides e se formam dentro das dendritas com uma distribuição que é a mesma resultante da solidificação, pois as taxas de difusão são muito baixas e assim não permitem uma redistribuição significativa. Essa precipitação de dispersóides, entretanto deve ser controlada, de modo a não ocorrer nos contornos das dendritas, e tem uma importância muito grande como fator de geração de obstáculos à movimentação de contornos durante a a recristalização, pois os dispersóides atuam no sentido de dificultar a movimentação dos contornos, contribuindo para a obtenção de grãos mais finos, o que é benéfico para a maioria das aplicações das ligas de alumínio, uma vez que invariavelmente resulta em melhores propriedades mecânicas [3].

Recozimento:

O recozimento pode ser necessário antes das operações de conformação mecânica a frio, devido à ocorrência de encruamento durante essas operações. É utilizado em todos os tipos de ligas de alumínio, tanto as endurecíveis por precipitação como as que não endurecem por precipitação, entretanto, no caso das primeiras, deve haver um controle de temperaturas mais cuidadoso, para evitar a ocorrência de precipitação durante um tratamento de recozimento para recristalização, por exemplo. O tipo de recozimento a ser realizado numa liga evidentemente depende de sua história termomecânica prévia e do tipo de microestrutura resultante dessas operações anteriores. O encruamento resultante de uma têmpera F (de fabricação) em geral pode ser eliminado mediante aquecimento a uma temperatura da ordem de 345 ºC e a manutenção a esta temperatura por um tempo adequado para garantir uniformidade térmica. Nesse tipo de tratamento as taxas de aquecimento e de resfriamento não são críticas, embora um aquecimento mais rápido seja preferível, por proporcionar um grão mais fino [3].

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 O recozimento de ligas previamente tratadas para têmperas como W, T3, T4, T6 ou T8 necessita de tratamentos que primeiro façam com que os precipitados atinjam sua estrutura cristalina de equilíbrio e depois coalesçam. Isso pode ser conseguido mediante aquecimento a temperatura entre 355 e 410 ºC, ou pouco acima, seguido por resfriamento até cerca de 260 ºC em taxas de 25 a 40 ºC. Um resfriamento muito lento resulta em precipitados muito grosseiros, o que pode prejudicar as operações de conformação mecânica subseqüentes. Nas ligas da série 7XXX o processo de precipitação é mais lento do que nas ligas da série 2XXX, necessitando um tratamento adicional a 230 ºC por 2 a 6 h, de modo a garantir precipitação completa, de forma a permitir maior estabilidade durante a operação de conformação subseqüente. Mesmo assim com esse tratamento, as ligas envelhecidas apresentam piores condições para conformação do que as mesmas ligas não envelhecidas. O recozimento só se aplica a ligas fundidas quando é necessário um rigoroso controle dimensional ou quando o material será submetido posteriormente a alguma operação de conformação não convencional [3].

Solubilização:

O objetivo do tratamento de solubilização é por em solução sólida a maior quantidade possível de átomos de soluto, como cobre, magnésio, silício ou zinco, na matriz rica em alumínio. Para algumas ligas a temperatura na qual a máxima quantidade de soluto pode estar dissolvida corresponde à temperatura eutética. Sendo assim, as temperaturas de solubilização devem ser limitadas a um nível seguro no qual as conseqüências do superaquecimento e da fusão parcial sejam evitadas. A liga 2014 apresenta essa característica, ao contrário da liga 7029, que permite maior tolerância de temperaturas de solubilização. Mesmo assim, o limite superior de temperatura de solubilização deve levar em conta outros fenômenos, como o crescimento de grão, efeitos de superfície, economia e operacionalidade. Algumas ligas, como a 7075 e a 7050, que teoricamente permitiriam grande tolerância na definição da temperatura de solubilização, com base na temperatura solvus de equilíbrio e na temperatura solidus, podem apresentar fusão incipiente em temperatura muito inferiores à solidus em determinadas circunstâncias. A liga 7075 tem duas fases solúveis, a MgZn2 (com alumínio e cobre substituindo parcialmente o zinco) e a Al2CuMg. Esta última dissolve muito lentamente. Concentrações localizadas desta fase podem causar fusão de não equilíbrio entre 485 e 490 ºC, se a liga for aquecida muito rapidamente até esta faixa de temperaturas e se a homogeneização não for bem feita. Outro fenômeno nocivo que pode ocorrer durante a solubilização é o crescimento excessivo de grãos, tanto mais significativo quanto mais

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elevadas as temperaturas e mais longos os tempos de solubilização. Finalmente, outra conseqüência negativa de elevadas temperaturas de solubilização é a oxidação em altas temperaturas, principalmente se a atmosfera do forno estiver contaminada com umidade ou enxofre [3].

O resfriamento rápido que se segue à têmpera é uma etapa crítica do tratamento, porque é fundamental para manter à temperatura ambiente a solução sólida obtida em alta temperatura. Além disso, o resfriamento rápido permite manter à temperatura ambiente a mesma concentração de lacunas existente em alta temperatura, e estas lacunas são muito importantes para acelerar o processo de difusão dos átomos de soluto que ocorre no tratamento posterior de envelhecimento (endurecimento por precipitação). O meio de resfriamento rápido mais usado é a água, embora, caso seja necessária uma taxa de resfriamento mais baixa, possam ser usados diversos líquidos orgânicos como meios de resfriamento rápido. O resfriamento ao ar é muito lento para a maioria das ligas de alumínio, permitindo o prosseguimento do processo de precipitação, embora não seja tão lento como o resfriamento ao forno, evidentemente.

Endurecimento por precipitação – Envelhecimento artificial:

O efeito da precipitação é bastante acelerado mediante aquecimento em temperaturas da ordem de 95 a 205 ºC, muito inferiores à temperatura solvus (acima da qual ocorre a solubilização dos átomos de soluto), porém suficientes para a obtenção de energia térmica necessária para a difusão dos átomos de soluto que permite a formação dos precipitados endurecedores. Entretanto, o máximo de dureza atingido por uma liga através de tratamento térmico (T6) também corresponde a uma considerável queda de dutilidade e tenacidade. Por outro lado, o superenvelhecimento, resultante do prolongamento do envelhecimento por longos períodos ou envelhecimento em altas temperaturas, provoca queda de dureza, porém simultaneamente aumento de dutilidade e tenacidade em comparação com a condição T6 (máximo de dureza) [3]. Cada tipo (série) de liga de alumínio endurecível por precipitação (séries 2XXX, 6XXX, 7XXX e 8XXX) tem a sua faixa de temperaturas de envelhecimento artificial (em forno) assim como sua faixa de temperaturas de solubilização. Utiliza-se o termo envelhecimento natural para designar os processos de precipitação que ocorrem com a manutenção da liga de alumínio à temperatura ambiente, evidentemente muito mais lentos e com níveis de dureza resultante bem mais baixos do que os que ocorrem no envelhecimento artificial [3].

Tratamentos termomecânicos – Envelhecimento termomecânico:

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Constituem-se nos tratamentos nos quais a deformação plástica é realizada antes, após, ou intercalada com o tratamento térmico de envelhecimento. As práticas de tratamentos termomecânicos mais simples correspondem aos tratamentos T3, T8 e T9. A taxa e o grau de endurecimento por precipitação aumentam muito com a deformação anterior ao envelhecimento, devido à introdução de discordâncias que atuam como sítios para a nucleação preferencial de precipitados, entretanto, a resposta a esse tipo de tratamento varia muito de liga para liga, sendo algumas mais propensas do que outras ao ganho de dureza proporcionado por essa seqüência de tratamentos. Algumas ligas da série 2XXX, como a 2024, 2124 e 2219 são particularmente sensíveis a esse tipo de tratamento, obtendo ganho significativo de dureza quando submetidas ao tratamento T8. Na liga 2024 esse ganho de dureza está relacionado com a nucleação de precipitados de fase S’ (em forma de plaquetas) sobre as discordâncias introduzidas pela deformação, geralmente realizada por processo de estiramento ou de laminação. Além de favorecer a nucleação de precipitados, a deformação, com a introdução de discordâncias, acelera todo o processo de precipitação, sendo assim o material deformado atinge o superenvelhecimento mais rapidamente do que o mesmo material não deformado [3].

A seguir são apresentadas temperaturas consideradas ideais para alguns tipos de tratamento térmico de algumas ligas de alumínio [50]:

Tabela 9.1 – Temperaturas de recozimento completo

Liga Temperatura1060, 1100, 1350 345

2014, 2017, 2024, 2117, 2124, 2219 4152036 385

3003, 3004, 3105 3455005, 5050, 5052, 5056, 5083, 5086, 5154,

5182, 5254, 5454, 5456, 5457, 5652345

6005, 6009, 6010, 6053, 6061 6063, 6066 4157005 345

7001, 7049, 7050, 7075, 7079, 7178, 7475 415Obs: No caso das ligas endurecíveis por precipitação (séries 2XXX, 6XXX e 7XXX) recomenda-se como tempo de tratamento (na temperatura indicada) 2 a 3 h. No caso das demais ligas apenas o suficiente para o atingimento da temperatura de tratamento.

Tabela 9.2 – Temperaturas de solubilização e envelhecimento (série 2XXX).

Liga T solubilização (ºC) T envelhecimento (ºC)

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2011 525 1602025 515 1702219 535 1752018 495 1702024 495 1902036 500 1902038 540 2052218 510 1702008 510 2052014 500 160

2017, 2117 500 1702618 530 2002090 540 1652091 530 120

 

 

 

Tabela 9.3 – Temperaturas de solubilização e envelhecimento (série 6XXX).

Liga T solubilização (ºC) T envelhecimento (ºC)6005 530 1756009 555 2056010 565 2056053 520 1706061 530 1756063 520 1756013 570 1906066 530 1756070 545 1606111 560 1756151 515 1706262 540 1756463 520 1756951 530 160

 

 

 

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Tabela 9.4 – Temperaturas de solubilização e envelhecimento (série 7XXX).

Liga T solubilização (ºC) T envelhecimento (ºC)7001 465 1207050 475 120 e 160 (2 etapas)7075 480 1207175 470 1207475 510 120

Alclad 7475 495 120 

 

 

Tabela 9.5 – Temperaturas de solubilização e envelhecimento (ligas fundidas).

Liga T solubilização (ºC) T envelhecimento (ºC)201.0 525-530 155204.0 530 140-180206.0 525-530 155222.0 510 155295.0 515 155296.0 510 155328.0 515 155333.0 505 155336.0 515 155355.0 525 155356.0 540 155

Trabalho mecânico, recuperação, recristalização e crescimento de grãoAlém de aumentar a resistência mecânica de todos os tipos de ligas de alumínio, através do encruamento, que aumenta a densidade de discordâncias, o trabalho mecânico, adicionalmente, nas ligas endurecíveis por precipitação, acelera o aumento de dureza associado com a formação de precipitados. Entretanto, produtos endurecidos por encruamento podem ter sua baixa dureza original restaurada, parcial ou completamente, pelo tratamento térmico de recozimento (ver capítulo de tratamentos térmicos), ao modificar a microestrutura resultante do encruamento [3].

O trabalho mecânico é utilizado para produzir as chamadas têmperas de encruamento, designadas pela letra H seguida por algum número. A

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têmpera H18, por exemplo, é a têmpera de trabalho a frio severo que resulta no endurecimento pleno correspondente a 75 % de redução em área. A têmpera H19 denota produtos com dureza ainda mais elevada, resultante de uma redução em área ainda mais intensa. Por outro lado, as têmperas H16, H14 e H12 são obtidas com menor grau de encruamento, ou seja, menor redução em área no trabalho a frio, representando respectivamente as têmperas ¾ duro, ½ duro e ¼ duro. Uma combinação de encruamento com recozimento parcial é usada na obtenção das têmperas H22, H24, H26 e H28: neste caso o material é mais encruado do que o necessário para atingir determinados níveis de propriedades mecânicas e então amolecido pelo recozimento parcial. Para as ligas Al-Mg (série 5XXX) são utilizadas têmperas nas quais o material é encruado e estabilizado, como H32, H34, H36 e H38: essas ligas inicialmente encruadas tendem a amolecer ao serem mantidas por longos períodos à temperatura ambiente. Para evitar que esse fenômeno ocorra de modo descontrolado, essas ligas são então aquecidas em baixas temperaturas, acelerando controladamente o amolecimento e permitindo então a obtenção de propriedades estáveis que favoreçam as operações subseqüentes de trabalho mecânico [3].

A deformação nas ligas de alumínio ocorre através dos processos de deslizamento (escorregamento), ou seja, movimento normal de discordâncias, sendo possível observar nessas ligas bandas de deslizamento e bandas de deformação. As discordâncias normalmente combinam-se para formar subestruturas celulares. Quando o grau de deformação (encruamento) é mais severo, aumenta a densidade de discordâncias e reduz-se o tamanho das células. As distorções do reticulado, associadas com as discordâncias e com as tensões resultantes da interação entre discordâncias, são as principais fontes de endurecimento resultante do trabalho a frio (encruamento) [3].

Entretanto, o aumento de resistência mecânica obtido através do trabalho mecânico é acompanhado por uma perda de dutilidade medida pelo alongamento ou pela redução de área no ensaio de tração, por exemplo, assim como pela perda de trabalhabilidade em operações como trefilação ou dobramento, razão pela qual deve-se evitar têmperas muito duras em materiais que devem possuir alta dutilidade ou elevada trabalhabilidade. Exceções importantes são as chapas destinadas à conformação de latas para envasamento de bebidas, normalmente produzidas com a liga 3004 na têmpera H19 como matéria-prima [3].

A introdução de elementos de liga no alumínio tem um efeito importante nas características de encruamento da liga, mesmo quando não confere a capacidade de endurecimento por precipitação. A adição de elementos

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como magnésio e manganês, por exemplo, permite obter maiores taxas de endurecimento por deformação, devido à maior densidade de discordâncias [3].

O trabalho a frio também proporciona aumento de resistência à fluência em temperaturas baixas, ao cisalhamento e à fadiga em amostras não entalhadas. Entretanto, o uso do encruamento para o aumento da resistência mecânica das ligas termicamente tratáveis (endurecíveis por precipitação) é limitado, encontrando sua aplicação principal em produtos extrudados e trefilados como vergalhões, arames e tubos, os quais podem ser trabalhados após o tratamento térmico, para aumentar a resistência mecânica e melhorar o acabamento superficial. Entretanto, isso só se aplica às ligas da série 6XXX (Al-Mg-Si), uma vez que as demais ligas endurecíveis por precipitação (basicamente as séries 2XXX e 7XXX) possuem dutilidade e trabalhabilidade muito limitadas. Nas ligas Al-Cu (série 2XXX) pequenos graus de encruamento são utilizados após solubilização para acelerar o envelhecimento artificial [3].

Deformação de ligas de alumínio em altas temperaturas:As características de encruamento das ligas de alumínio em altas temperaturas variam tanto com a temperatura como com a taxa de deformação. O grau de encruamento reduz-se com o aumento de temperatura até que a 370 ºC não ocorre mais encruamento. Isso se deve ao fato de que em temperaturas relativamente altas é favorecida termicamente a recuperação, que ocorre rapidamente durante e imediatamente após a deformação, resultando na formação de uma estrutura de subgrãos semelhante à que se forma no metal aquecido após deformação a frio. Quando a deformação ocorre a uma temperatura e a uma taxa de deformação constantes o resultado é um tamanho de subgrão que depende dessa temperatura e dessa taxa de deformação. A resistência à deformação em alta temperatura é inversamente proporcional ao tamanho do subgrão formado. Sendo assim, menores tamanhos de subgrão e, conseqüentemente, maior resistência ao escoamento em alta temperatura, resultam de temperaturas de deformação mais baixas e ou de taxas de deformação mais elevadas [3].

O resfriamento rápido após o trabalho mecânico em alta temperatura pode minimizar a recristalização e deste modo preservar a estrutura de subgrãos anteriormente formada. Quando isso acontece, a resistência da liga de alumínio, anteriormente trabalhada a quente, quando mantida à temperatura ambiente, é função inversa do tamanho do subgrão. Essa chamada subestrutura proporciona um certo incremento de resistência mecânica em relação à mesma liga totalmente recristalizada. [3].

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Efeito do encruamento nas propriedades físicas e químicas:A condutividade térmica das ligas de alumínio encruadas é pouco afetada pelo encruamento, caindo de 63 % IACS no alumínio comercialmente puro recozido para 62,5 % na têmpera encruada H19. A densidade também cai ligeiramente devido ao trabalho a frio, chegando a uma queda de 0,2 % quando o encruamento é severo. Por outro lado, o trabalho a frio aumenta a energia interna armazenada, que pode chegar a 16 kJ/kg.átomo. O módulo de elasticidade, ao contrário, pouco é afetado pelo encruamento, entretanto, propriedades inelásticas, como o atrito interno e o amortecimento, são muito influenciadas pelo encruamento, sendo o amortecimento em geral maior na condição de recozido em comparação com o estado encruado, podendo haver no entanto alguma variação causada por condições experimentais e estado de tensões aplicadas. O encruamento tende a acelerar as reações químicas devido à maior energia armazenada, mas a resistência à corrosão não é muito influenciada pelo encruamento, com exceção dos casos de corrosão sob tensão. Outro efeito do encruamento é induzir ou acelerar a precipitação nos contornos de grão de ligas Al-Mg não termicamente tratáveis [3].

Efeito do recozimento em estruturas encruadas:A estrutura de discordâncias geradas pelo encruamento é instável e em temperaturas e tempos suficientes tende a ser revertida. Quanto menor o grau de pureza da liga de alumínio, maior a temperatura em que o encruamento poderá ser revertido. Essa reversão ocorre em várias etapas, dependendo da temperatura e do tempo, havendo diferentes mecanismos de reversão. O primeiro desses mecanismos, que ocorre em baixas temperaturas e tempos curtos, é a recuperação [3].

O início da recuperação caracteriza-se pela ocorrência de mudanças microestruturais que não podem ser observadas em microscópio ótico. Entretanto, técnicas como difração de raios X e microscopia eletrônica de transmissão permitem evidenciar a grande redução da densidade de discordâncias e a sua reordenação em uma estrutura celular de subgrãos. Esse processo de recuperação é conhecido como poligonização, o qual torna-se mais completo e leva ao aumento do tamanho de subgrão à medida que a temperatura torna-se mais elevada. Nessa etapa muitos dos subgrãos têm contornos completamente livres de emaranhados de discordâncias [3].

A redução na densidade de discordâncias causada pela recuperação provoca queda de resistência mecânica e também afeta outras propriedades. A velocidade desse processo depende da composição química da liga, sendo tanto maior, quanto maior for o grau de pureza da liga. A recuperação leva ao aumento da condutividade elétrica e à redução

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das tensões internas e da energia armazenada., sendo que a mudança de algumas propriedades podem ser observadas em temperaturas tão baixas como as do intervalo de 93 a 120 ºC, sendo porém mais intensas em rápidas em temperaturas mais elevadas. Entretanto, o retorno às mesmas propriedades que o material antes do encruamento somente é possível através da recristalização [3].

As ligas Al-Mg, após serem encruadas, tendem a amolecer ao serem mantidas à temperatura ambiente, efeito esse que se torna mais intenso com o aumento do grau de encruamento e com o aumento do teor de magnésio, tendo com explicação a liberação da energia de deformação e a relaxação dos emaranhados de discordâncias, porém sem alteração da densidade de discordâncias. Para minimizar esse problema, a prática industrial recomenda a aceleração artificial desse amolecimento mediante aquecimento rápido entre 120 e 175 ºC, o que também aumenta a dutilidade. As propriedades resultantes desse aquecimento são razoavelmente estáveis. As têmperas resultantes desse procedimento são denominadas H3X.

A recristalização caracteriza-se pelo aparecimento gradual de uma microestrutura de novos grãos que pode ser observada em microscópio ótico. A nova microestrutura formada não apresenta evidências de deformação e a densidade de discordâncias é insignificante, seja no interior do grão ou nos seus contornos. A recristalização somente ocorre em temperaturas mais elevadas e tempos mais longos do que os que já são suficientes para ocorrer a recuperação, embora possa haver em determinadas condições a coexist6encia de ambos os processos de restauração. Os grãos recristalizados são formados pelo crescimento de subgrãos selecionados na microestrutura deformada e recuperada. A recristalização é função do tempo e da temperatura, tornando-se mais intensa e mais rápida com o aumento dessas duas variáveis, embora possa sofrer interferência de outros fenômenos, como, por exemplo, a solubilização e a precipitação de fases secundárias [3].

O grau de encruamento e a temperatura de trabalho mecânico também influem na recristalização. Em geral o maior grau de encruamento reduz o tempo e a temperatura necessários para que ocorra recristalização. Também de um modo geral a redução da temperatura de trabalho mecânico favorece a recristalização. Ligas trabalhadas a temperaturas acima de 400 ºC são mais difíceis de serem recristalizadas. A composição química também influencia a recristalização: a adição de qualquer impureza (átomos de soluto) aumenta substancialmente a temperatura de recristalização em relação à do alumínio puro. A existência de partículas dispersas em uma matriz de alumínio pode acelerar ou retardar o

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processo de recristalização, dependendo de seu tamanho, espaçamento e estabilidade nas temperaturas de recozimento. Numa faixa específica de tamanhos de partículas e espaçamento entre as mesmas, sendo estas suficientemente grandes e próximas, a recristalização pode ser inibida [3].

Outro fator importante para a recristalização e para o tamanho final dos grãos recristalizados é a taxa de aquecimento até a temperatura de recozimento. Quanto mais lento o aquecimento maior o tamanho de grão resultante. Quanto maior a temperatura de recozimento, maior o tamanho de grão resultante, porém menor o grau de encruamento necessário para que a recristalização aconteça, entretanto a temperatura de recozimento não altera significativamente a relação entre o tamanho de grão e o grau de deformação ou a taxa de aquecimento [3].

Podem acontecer casos em que ocorre recristalização desde a superfície do material até uma certa profundidade a partir da qual o material permanece deformado sem recristalizar. Isso se deve ao fato de que em determinados processos de fabricação a deformação é muito mais intensa nas superfícies externas do material do que no seu interior, havendo assim um gradiente de encruamento que com o recozimento resulta em um gradiente de recristalização, uma vez que somente nas regiões relativamente próximas à superfície o grau de deformação foi suficiente para que ocorresse recristalização. Nestes casos os grãos recristalizados tendem a ser muito grandes [3].

O tamanho de grão também é muito afetado pela composição química. Em geral elementos de liga comuns e impurezas como cobre, ferro, magnésio e manganês favorecem a redução do tamanho de grão. Os efeitos de elementos com baixa solubilidade sólida como manganês, cromo e ferro dependem do tipo de fases que esses elementos formam, reagindo entre si e com outros elementos e pela sua distribuição na liga. O manganês é particularmente interessante nesse aspecto. A distribuição de soluto é determinada pelas condições de solidificação do lingote, pelo pré-aquecimento do mesmo e por outros variáveis dos processos de fabricação, que são controlados de forma a produzir o grão mais fino possível [3].

A forma do grão recristalizado nas ligas de alumínio trabalhadas varia consideravelmente, de aproximadamente equiaxial em materiais comercialmente puros ou de baixa liga, para grãos alongados ou achatados em materiais de alta liga. O formato dos grãos é influenciado pela presença de alguns elementos como o manganês, o cromo e o zircônio. Estes elementos estão distribuídos de modo não homogêneo no lingote fundido original e formam precipitados muito finos (dispersóides)

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com comprimento da ordem de 0,1 µm ou menor. A microestrutura trabalhada consiste de bandas ou camadas alternadas densas ou dispersas de dispersóides. Os grãos recristalizados têm seu crescimento obstruídos por essas bandas de dispersóides e assim formam-se os grãos alongados típicos das ligas de maior resistência mecânica [3].

A recristalização prossegue modificando as propriedades do metal deformado e recuperado, o que continua até que a recristalização se complete. A recristalização completa restaura as propriedades originais do metal não deformado, com exceção dos efeitos do tamanho de grão e da orientação preferencial (textura). Nas ligas termicamente tratáveis o recozimento pode ter como efeito adicional a precipitação e mudanças na concentração de soluto. A recristalização também é acompanhada por um decréscimo adicional da energia armazenada durante a deformação e pela eliminação completa das tensões residuais [3].

Crescimento de grão após a recristalização:O aquecimento após a recristalização pode produzir crescimento de grão, que pode ocorrer de modos diferentes. O grão pode crescer gradual e uniformemente através de um processo conhecido como crescimento normal de grão, que Eva à eliminação dos grãos com formas ou orientações desfavoráveis em relação aos seus vizinhos mais próximos. Esse processo ocorre facilmente no alumínio de alta pureza e no caso de ligas (soluções sólidas) pode levar à formação de grãos relativamente grosseiros. Esse tipo de crescimento de grão corre quando há pequenos grãos recristalizados, altas temperaturas e aquecimento generalizado. Esse processo também pode ocorrer em ligas de alumínio comerciais, mas é muito restringido pela presença de finas partículas de fases intermetálicas e impurezas, como as que contêm manganês e cromo, que desaceleram o processo, impedindo ou dificultando o movimento dos contornos de grão [3].

As ligas de alumínio submetidas à presença de algum tipo de obstáculo ao movimento dos contornos de grão costumam apresentar um outro tipo de crescimento de grão, o chamado crescimento anormal (ou exagerado) de grão, também conhecido como recristalização secundária. Neste processo o crescimento restringe-se a alguns poucos grãos do metal recristalizado, os quais crescem em temperaturas muito elevadas e podem atingir diâmetros de vários milímetros. Provavelmente em alta temperatura a dissolução das partículas que contêm ferro, cromo e manganês implica na remoção dos obstáculos ao crescimento dos grãos que primeiramente encontram-se livres das partículas inicialmente dissolvidas. Em altas temperaturas os poucos grãos que primeiramente encontram-se livres desses obstáculos crescem rapidamente consumindo os grãos vizinhos

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menores, tornando-se grãos muito grosseiros. Mas na maioria das ligas as altas temperaturas somente não são as únicas responsáveis pelo aparecimento de grãos muito grosseiros. Texturas (orientações cristalográficas preferenciais) estão entre os fatores que podem levar ao crescimento anormal de grão [3].

Texuras cristalográficas:O alumínio fundido tende a apresentar uma distribuição aleatória de orientações cristalográficas, com exceção dos casos em que se formam grãos colunares durante a solidificação. Esse caráter aleatório é rapidamente perdido durante o trabalho a frio ou a quente, sendo substituído por texturas (orientações cristalográficas preferenciais) nas quais os grãos assumem preferencialmente determinadas orientações. A textura final resultante de um determinado processo de deformação depende de alguns fatores, como o tipo de deformação, mudanças na forma do produto e, em menor escala, a composição química da liga. Além da textura de deformação, também é importante a textura de recristalização, que geralmente difere da textura de deformação introduzida antes do recozimento, dependendo do histórico de fabricação da peça e da composição química da liga. Do ponto de vista prático é quase sempre desejável que o nível de textura de um material que irá ser processado posteriormente seja o mais baixo possível. Isso é particularmente importante nos processos de conformação de chapas, como a estampagem e principalmente o embutimento, no qual a existência de textura acentuada na chapa a ser embutida pode levar ao aparecimento de defeitos de fabricação como o “orelhamento” (ondulações nas bordas das peças embutidas), que pode ser evitado com cuidados nos processos de laminação e recozimento. Mas as próprias condições de embutimento devem ser controladas para evitar o “orelhamento” [3].

Defeitos superficiais resultantes da deformação:Bandas de Lüder: Durante o estiramento ou a conformação de algumas ligas de alumínio, dois tipos distintos de marcas superficiais, ou bandas de Lüders, podem correr. O primeiro tipo, também conhecido como tipo A está associado ao escoamento (pico de tensão na curva tensão x deformação seguido por queda na tensão de escoamento formando um patamar mais baixo) de ligas (soluções sólidas) recozidas ou submetidas a ouro tipo de tratamento térmico, como as ligas Al-Mg. Ocorre freqüentemente em operações de estiramento. Embora não prejudique as propriedades mecânicas das ligas, tal tipo de defeito superficial é prejudicial do ponto de vista estético. Esse tipo de defeito pode ser evitado ao se realizar as operações de conformação em temperaturas superiores a 150 ºC. O segundo tipo, ou tipo B, está associado ao chamado efeito

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Portevin-Le Chatelier (“serrilhamento” na curva tensão x deformação), ocorrendo durante o estiramento além do limite de escoamento. Ao contrário das bandas de Lüders do tipo A, as do tipo B podem ocorrer tanto em ligas encruadas como em ligas recozidas. Formam-se a cerca de 50 º do eixo de tração e aumentam em número à medida que o estiramento prossegue. Na curva tensão x deformação a deformação não uniforme associada com essas bandas aparecem associadas ao “serrilhamento”da curva e continua até o ”empescoçamento”, ocorrendo a fratura através da banda de Lüders. Esse tipo de defeito é raramente encontrado em ligas submetidas às operações de deformação mais tradicionais, mas pode surgir devido em chapas encruadas estiradas para achatamento. As ligas Al-Mg são especialmente suscetíveis ao surgimento de bandas de Lüders, que aumentam em severidade com o aumento do teor de magnésio. As ligas termicamente tratáveis também são suscetíveis à formação desse tipo de defeito, mas geralmente apenas na condição solubilizada e rapidamente resfriada, sem envelhecimento.

Efeito “casca de laranja”:O embutimento, o estiramento ou a estampagem profunda das ligas de alumínio podem produzir um aspecto de “casca de laranja” (rugosidade) quando o tamanho de grão da chapa submetida à conformação é muito grande. Isso se deve ao fato de que os grãos da superfície da chapa deformam-se com menor restrição do que os grãos do interior e a heterogeneidade de deformação resultante, agravada pelo maior amanho de grão, gera esse aspecto de “casca de laranja”na superfície do produto. O tamanho de grão que pode causar esse tipo de defeito varia com o tipo de produto, com o grau de deformação e com a microestrutura da liga. Texturas de grãos com orientação preferencial, embora relativamente pequenos, também podem gerar esse tipo de defeito, que costuma ser mais freqüente nos produtos trabalhados a frio em comparação com os trabalhado a quente.

CorrosãoA maioria das ligas de alumínio apresenta boa resistência à corrosão em atmosferas naturais, água fresca, água do mar, muitos solos e substâncias químicas e à maioria dos alimentos, sendo que recipientes com paredes finas de alumínio são capazes de resistir à perfuração. Deve ser feita uma clara distinção entre durabilidade e estética. Uma superfície de alumínio pode não ser atraente devido à aspereza causada pela presença de pites de corrosão localizada, ou mesmo tornar-se fosca ou escura devido à retenção de sujeira, mas este ataque superficial suave não apresenta nenhum efeito em termos de durabilidade do produto. Este texto aborda primordialmente a corrosão de ligas de alumínio, embora contenha alguma informação sobre corrosão de ligas de alumínio

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fundidas, sobre as quais pouca informação está disponível na literatura mundial. Provavelmente devido ao fato de que nas peças fundidas, por serem mais espessas, a corrosão não é um problema tão sério como nas finas peças trabalhadas. Além disso, a estética não é tão importante para peças fundidas. A composição química e o tratamento térmico, ou termomecânico, influem muito no comportamento das ligas de alumínio em termos de corrosão. Por outro lado, diferenças de prática de fundição pouco influem nesse comportamento.

Camada de Óxido Superficial no Alumínio

De acordo com a termodinâmica o alumínio deveria ser um metal reativo, com baixa resistência à corrosão. A resistência á corrosão do alumínio em muitos ambientes depende da presença de um filme fino, compacto e aderente de óxido na superfície. Sempre que uma nova superfície de alumínio é criada, e exposta tanto ao ar quanto à água, forma-se um filme superficial de óxido de alumínio (Al2O3), o qual cresce rapidamente. A espessura normal desse tipo de filme é da ordem de 5 nanometros (50 Angstrom). A espessura desse filme protetor cresce muito mais rapidamente na água do que no ar, formando-se filmes muito mais espessos em ausência de oxigênio.

O óxido de alumínio se dissolve em muitas substâncias químicas, principalmente em ácidos fortes e álcalis. Quando o filme é removido, o metal se corrói rapidamente por dissolução uniforme. De um modo geral, o filme de óxido é estável numa faixa de pH de 4,0 a 9,0, porém há exceções, como, por exemplo, a estabilidade no ácido nítrico concentrado (pH 1,0) e em hidróxido de amônia concentrado (pH 13,0).

Complexidade do Processo de Corrosão

A definição de corrosão envolve tanto o ambiente quanto o metal, então a resistência à corrosão de uma liga de alumínio depende tanto do ambiente quanto da liga. Variáveis tanto químicas quanto físicas do ambiente afetam a corrosão. A influência química do ambiente depende da sua composição e da presença de impurezas, tais como íons de metais pesados. As variáveis físicas são a temperatura, o grau de movimento e agitação, e a pressão. Outra variável física importante que pode causar corrosão no alumínio é a presença de correntes elétricas (contínuas ou alternadas).

As variáveis associadas à liga que afetam a corrosão são a composição química e o processo de fabricação. Por outro lado, estes fatores determinam a microestrutura, a qual determina se ocorre ou não a corrosão localizada e o tipo de ataque. O projeto de uma estrutura de

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alumínio também apresenta grande influência no seu comportamento em relação à corrosão. Outros fatores importantes no mesmo sentido são o projeto de juntas e a presença de outros metais.

Devido ao grande número de variáveis que influenciam a corrosão, a adequação do alumínio, ou liga de alumínio, a uma dada aplicação não pode ser definida somente em relação a um tipo de ambiente ou produto. É necessário um conhecimento completo quanto à presença de impurezas, às condições de operação, ao projeto de uma determinada peça ou equipamento, e à microestrutura da liga. É muito valiosa qualquer experiência anterior quanto a aplicações bem sucedidas em condições de serviço.

Comportamento Geral em Corrosão

 

Corrosividade Relativa de Atmosferas Naturais – Atmosferas podem ser classificadas como rurais, industriais, marinhas, ou industriais-marinhas, embora estes sejam apenas tipos genéricos, havendo amplas variações de corrosividade de qualquer tipo. Com base em ensaios atmosféricos no alumínio realizados em várias localidades do mundo já foram determinadas taxas de corrosão (perda em massa) da ordem de 0,03 a 4,1 micrômetros por ano, ou seja, uma variação de 160 para 1. A corrosividade relativa de uma atmosfera depende muito do metal que está sendo analisado, assim como do local em que a peça metálica está instalada. Além disso, a corrosividade das atmosferas varia de uma liga de alumínio para outra. A dispersão dos resultados é maior no caso de ligas com menor resistência à corrosão. De um modo geral, ligas do sistema Al-Cu (série AA 2XXX) apresentam menor resistência à corrosão do que ligas do sistema Al-Mn (AA 3XXX), que por sua vez são menos resistentes à corrosão do que o alumínio comercialmente puro.

A corrosividade de uma atmosfera marinha num determinado local depende de alguns fatores, como a quantidade de sal presente dissolvido na atmosfera neste local, o período de umidade à qual está submetida a superfície metálica, e a temperatura. A extensão da atuação dos sais dissolvidos na atmosfera depende da direção, da velocidade e da freqüência do vento, da topografia da costa e da maré do local de onde o vento sopra. Em todos os locais, o teor de sal dissolvido na atmosfera diminui com o aumento da distância do mar, e na maioria dos casos seu efeito é desprezível a poucos quilômetros da costa.

Efeito das Intempéries na Superfície de Alumínio

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Ligas de alumínio se corroem, quando expostas ao tempo, por um suave enrugamento da superfície como resultado da formação de pites pouco profundos. Não ocorre diminuição uniforme da espessura do material. Assim, a máxima profundidade de um pite num determinado instante é uma medida mais significativa da extensão da corrosão do que a perda de massa. Entretanto, a perda de massa é uma medida do enrugamento.

Taxa de Corrosão Atmosférica

No início do processo de corrosão, o aumento da taxa de corrosão com o tempo depende da corrosividade numa dada atmosfera, independentemente do tipo de medição, seja perda de massa, profundidade de pite ou perda de resistência mecânica. Após tempo prolongado, da ordem de 6 meses a 2 anos, a taxa atinge um patamar onde praticamente se mantém, com pouca variação. Em atmosferas rurais a perda de massa é inferior a 0,03 micrometros por ano. Em muitas atmosferas industriais a taxa de corrosão fica na faixa de 0,8 a 2,8 micrometros por ano. Em algumas poucas atmosferas poluídas encontram-se taxas mais altas, da ordem de 13 micrometros por ano, com base na profundidade de pite. Ligas Al-Mg fundidas típicas, como 514.0 e 520.0-T4, sofrem perda de massa por corrosão praticamente desprezível em todos os tipos de atmosferas, mas a liga 520.0-T4 sofre trincamento por corrosão sob tensão em ambientes marinhos, especialmente após envelhecimento. Em atmosfera urbana a perda é menor.

Ligas Al-Si fundidas, tais como B443.0, 356.0-T6 e 413.0 apresentam boa resistência à corrosão atmosférica. Entretanto, ligas Al-Cu fundidas como 295.0-T6 e 333.0-F necessitam de proteção superficial em ambientes marinhos e em atmosferas industriais, pois caso contrário poderia haver até mesmo a formação de pites de corrosão localizada, com profundidade de até 508 micrometros. Ligas Al-Si-Cu, tais como 355.0-T6 e 380.0-F também necessitam de proteção contra condições extremamente corrosivas, devido aos seus elevados teores de cobre.

Algumas ligas fundidas Al-Zn-Mg sofrem corrosão sob tensão (trincamento) em atmosferas comuns. Algumas tampas fabricadas com liga A712.0 (contendo 7,5 % Zn e 0,5 % Mg), as quais foram submetidas a tensões consideráveis, falharam por trincamento corrosão sob tensão. Entretanto, já foi demonstrado que uma liga, contendo 6,5 % Zn, 0,7 % Mg e 0,4 % Cu, apresentou muito melhor resistência ao trincamento por corrosão sob tensão. A redução do teor de zinco, de 6,5 para 6,0 %, causou apenas uma pequena queda na resistência mecânica, ao passo que triplicou a vida útil do material em condições propiciais ao trincamento por corrosão sob tensão.

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Influência do Tipo de Atmosfera

Rural – Em atmosferas rurais a corrosão da chapa de alumínio quase não é detectada. Ao longo do tempo a superfície deste material apresenta uma coloração cinzenta.

Marinha – Em atmosferas marinhas a superfície originalmente brilhante torna-se fosca, com uma coloração cinzenta que não é típica do alumínio. O alumínio comercialmente puro e as ligas Al-Mn, Al-Mg e Al-Mg-Si apresentam boa resistência à corrosão, sendo que muitas destas são usadas em estruturas de embarcações. Por outro lado, as ligas Al-Cu e Al-Zn-Mg não apresentam boa resistência à corrosão causada por atmosferas marinhas e, portanto, devem ser protegidas pela aplicação de tintas e clades (“cladding”).

Industrial – Em atmosferas industriais a superfície de alumínio escurece rapidamente e pode se tornar completamente negra em apenas 1 ano. Superfícies verticais descolorem numa taxa mais lenta do quer superfícies inclinadas. Superfícies protegidas por coberturas e não lavadas pela chuva descolorem mais rapidamente. Após tempo prolongado (25 a 50 anos), o enrugamento superficial é acentuado e também ocorre perda de resistência mecânica de chapas finas (espessura da ordem de 0,8 mm). Uma chapa de alumínio comercialmente puro exposta num edifício de uma grande cidade sofre corrosão por pites cuja profundidade pode chegar a 152 micra em 52 anos. Em ambientes ainda mais agressivos, como túneis e estações por onde passam trens a vapor, a taxa de corrosão é considerável.

 

As ligas de alumínio apresentam boa resistência á corrosão à maioria dos tipos de água fresca. Se ocorrer corrosão, esta se manifesta pela formação de pites, cuja taxa segue uma tendência decrescente.

Influência da Composição da Água – Águas “moles” (com baixo teor de sais dissolvidos) são as que apresentam menor tendência de corrosão no alumínio, e a menor taxa de penetração, ao contrário do seu efeito no cobre, no aço escurecido e no aço galvanizado. Águas moles, especialmente as ácidas, tendem a dissolver o cobre, o que causa corrosão por deposição no alumínio. A água destilada e deionizada e o vapor condensado são processadas em dispositivos fabricados com alumínio.

Os principais componentes das águas naturais que causam corrosão por

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pite no alumínio são o cobre, bicarbonatos, cloretos, sulfatos e oxigênio. Águas mais duras (com maior teor de bicarbonatos dissolvidos) apresentam maior tendência à formação de pites.

Análise Estatística por Valores Extremos - No que se refere aos dados obtidos sobre pites (profundidade e etc), o tratamento estatístico, principalmente por método de valores extremos, permite uma análise mais confiável, com a eliminação de dados espúrios, como os resultantes da formação de pites por motivos raros e não típicos, como, por exemplo, devido a uma incrustação de cobre, o chamado “ponto fora da curva” numa análise estatística.

Taxa de Formação de Pites – A formação de pites no alumínio, causada pela presença de água fresca, segue uma expressão cúbica, na qual a profundidade é expressa por uma função cúbica inversa do tempo: d = K(t)1/3. Como conseqüência dessa expressão, é possível dizer que ao dobrar a espessura da chapa ou parede, aumenta-se em 8 vezes o tempo no qual ocorre a perfuração por corrosão localizada.

 

Estruturas fabricadas com ligas de alumínio são freqüentemente usadas em água do mar. Barcos, lanchas, cabines de cruzadores, e boa parte da estrutura de navios tem sido construída com esse tipo de material desde 1930. Hoje em dia se constrói barcos com casco de alumínio, os quais podem ter até 61 metros de comprimento. Os cascos são pintados para evitar a formação de crostas, que poderiam surgir devido ao ambiente marinho, ao passo que as superestruturas são pintadas somente por motivos estéticos. Superestruturas navais pintadas fabricadas com alumínio necessitam de retoques com freqüência duas vezes menor que as mesmas superestruturas fabricadas com aço. E devido a um contraste marcante, a superestrutura de alumínio pintada freqüentemente induz à necessidade de fazer retoques na pintura da parte fabricada em aço, com uma freqüência maior do que seria necessário se o alumínio não fosse usado.

Taxas de Formação de Pites – Se a corrosão acontecer, ela se manifesta pela formação de pites e segue função cúbica inversa semelhante à apresentada para água fresca. A exceção a esta regra ocorre quando existe clade, pos neste caso a profundidade máxima do pite não excede a espessura do clade, até que uma extensa área de clade seja removida.

As ligas de alumínio-magnésio trabalhadas são as mais resistentes à ação corrosiva da água do mar. Raramente são encontrados pites com

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profundidade de 1270 micra, mesmo após 10 anos de imersão neste meio. Já as ligas alumínio-magnésio silício são menos resistentes à corrosão causada por água do mar, embora partes de estruturas fabricadas com estas ligas possam ser usadas na água do mar sem proteção. Estas ligas também sofrem corrosão por pites e corrosão intergranular até certo ponto. Por outro lado, as ligas de alta resistência mecânica, como alumínio-cobre e alumínio-zinco-magnésio, são menos resistentes à ação corrosiva da água do mar e não devem ser imersas em água do mar, a não ser protegidas por clades.

 

Há pouca informação sobre corrosão em ligas de alumínio causada por solos, porém o pouco que já foi relatado indica que com exceção das ligas Al-Cu e Al-Zn-Mg, as demais ligas de alumínio são resistentes à ação corrosiva da maioria dos tipos de solos. Não ocorre redução de espessura de chapas fabricadas com estas ligas, a não ser que o solo esteja contaminado com substâncias químicas muito corrosivas. E se a corrosão ocorrer, se manifesta pela formação de pites, e a taxa de penetração cai com o tempo. Ainda não foi estabelecida uma relação entre profundidade de pite e tempo, mas tudo indica que para os solos em geral também vale a mesma função cúbica inversa descrita para água fresca e água do mar.

 

O alumínio é resistente à ação corrosiva da maioria dos alimentos, e por este motivo é muito utilizado na fabricação de embalagens de comida e bebida, além de ser utilizado também na fabricação de utensílios domésticos. Pipocas e batatas podem causar manchas de escurecimento superficial em panelas de alumínio, mas que podem ser removidas por meios do uso de agentes abrasivos comuns. O ruibarbo, que contém ácido oxálico, apresenta efeito de abrilhantamento nos utensílios de alumínio e dissolve filmes anódicos que estejam presentes. Recipientes de alumínio são usados para muitos alimentos, geralmente com um filme superficial protetor interno para evitar o surgimento de pites. Além de embalagens para alimentos, o alumínio também é muito usado em embalagens para bebidas.

 

O alumínio é completamente resistente à ação corrosiva de muitas

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substâncias químicas, enquanto em outras se dissolve uniformemente e rapidamente. Em algumas substâncias químicas, como o metanol ou o fenol, um traço de água (0,1 %) evita a corrosão, principalmente em altas temperaturas. Em outras, com, por exemplo, no SO2 líquido, um traço de água provoca corrosão. E a conjugação de substâncias diferentes, que isoladamente seriam inofensivas, pode causar corrosão no alumínio. Por exemplo, o ácido acético glacial é inócuo ao alumínio, mas com traços de mercúrio em dissolução pode causar corrosão por deposição no alumínio. A temperatura e o grau de agitação também exercem influência no comportamento do alumínio em corrosão causada por estas substâncias. Sempre que for desenvolvida uma nova aplicação importante para o alumínio seu comportamento em corrosão deve ser analisado em laboratório.

Hidrocarbonetos Halogenados

As ligas de alumínio em geral são resistentes à corrosão causada por hidrocarbonetos halogenados puros na maioria das condições, e particularmente à temperatura ambiente. Entretanto, alguns hidrocarbonetos podem produzir uma rápida taxa de corrosão ou mesmo uma reação violenta no alumínio. Devem ser estabelecidas condições de serviço em segurança antes que o alumínio seja usado em contato com qualquer hidrocarboneto halogenado.

Os hidrocarbonetos halogenados podem ser decompostos por hidrólise se houver presença de água, ou por outros processos, produzindo ácidos minerais, como o ácido clorídrico. Esses ácidos corroem as ligas de alumínio ao destruir a proteção natural conferida pelo filme de óxido protetor. A corrosão das ligas de alumínio por esses ácidos podem promover reações nos próprios hidrocarbonetos, pois os haletos de alumínio formados pela corrosão são catalisadores para reações, como é o caso do AlCl3. Em alguns casos podem se formar compostos alcalinos de alumínio. Devido à rápida taxa de aquecimento, uma vez iniciadas a corrosão do alumínio e a reação do hidrocarboneto halogenado tendem a se tornar autocatalíticas.

A reatividade das ligas de alumínio com os hidrocarbonetos halogenados geralmente decresce à medida que aumenta a estabilidade química desses hidrocarbonetos, geralmente disponível na literatura sobre termodinâmica. Assim, o alumínio é mais resistente aos hidrocarbonetos halogenados com flúor, seguidos por aqueles que contêm cloro, bromo e iodo em ordem de resistência à corrosão decrescente. O alumínio também é resistente à ação corrosiva de hidrocarbonetos halogenados altamente polimerizados, indicando o alto grau de estabilidade química deste tipo de

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substância.

O comportamento das ligas de alumínio em contato com misturas de diferentes tipos de hidrocarbonetos halogenados, ou misturas destes hidrocarbonetos com outros compostos orgânicos, não pode ser inferido a partir do comportamento destes materiais com estas substâncias isoladas. Misturas de metanol e tetracloreto de carbono, por exemplo, resultam em rápida corrosão de algumas ligas de alumínio à temperatura ambiente, embora, isoladamente cada uma destas substâncias não apresentem o mesmo efeito.

A resistência das ligas de alumínio à ação corrosiva de hidrocarbonetos halogenados tende a diminuir com o aumento da temperatura. A taxa da corrosão em muitos hidrocarbonetos halogenados líquidos permanece baixa até que p ponto de ebulição seja atingido. Em alguns tipos de hidrocarbonetos, a taxa é baixa ou inexistente mesmo nesta temperatura. Outros fatores que afetam a resistência a esse tipo de corrosão incluem a presença de um inibidor e a pureza do hidrocarboento halogenado. Aminas ou vários compostos heterocíclicos têm sido usados efetivamente como inibidores em certos casos.

O alumínio finamente dividido, como no caso de pós e partículas finas em geral, não deve ser exposto a um hidrocarboneto halogenado. A possibilidade de ocorrer uma reação violenta, até mesmo uma explosão, aumenta quando o alumínio com elevada área superficial é exposto a um pequeno volume de hidrocarboneto halogenado, ainda mais quando esta operação é realizada sob pressão.

Tubos de alumínio são utilizados para o transporte de substâncias refrigerantes à base de freon. Banhos desengraxantes de tricloroetileno são usados para limpeza de produtos de alumínio trabalhados mecanicamente. Estes banhos são comprovadamente eficientes nesta função, desde que um solvente estabilizado seja utilizado, evitando-se a acumulação de água e de finos de alumínio e descartando-se o banho quando for detectada a presença de ácido.

Materiais de Construção Civil

O alumínio e suas ligas são muito utilizados em edifícios comerciais, na forma de fachadas, portas, janelas e condutores elétricos, assim como em residências privadas na forma de janelas, portas de telas, calhas e outros produtos. O desempenho do alumínio em contato com, ou mesmo encapsulado em, materiais de construção civil, como concreto, argamassa, gesso, cal, tijolos e madeira é importante nessas aplicações.

Ao contrário do que se acredita, as ligas de alumínio não são seriamente

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corroídas por inserção em longo prazo em concreto à base de cimento portland, argamassa de tijolos padrão, argamassa de tijolos à base de cal e gesso. Ocorre ataque leve e superficial no alumínio quando este entra em contato com estes produtos, mas a não ser que ocorram molhamento e secagem alternados e intermitentes, não ocorre corrosão considerável. Entretanto, o alumínio pode sofrer corrosão quando em contato com concreto contendo cloro e em contato com metal dissimilar, como, por exemplo, o aço da estrutura de reforço.

Materiais absorventes como papel, asbesto, ou madeira não são adequados para receber revestimentos que ficam em contato com o alumínio sob condições nas quais este fica úmido, por causa da condensação da água, proveniente de outra fonte, que tende a corroer o alumínio. Placas de alumínio isoladas com compósitos aderidos são feitas com uma mistura com uma barreira de umidade para evitar que o isolamento fique úmido. Alguns materiais de isolamento, como a magnésia, são alcalinos e assim bastante corrosivos em relação ao alumínio. Oxicloreto de magnésio, material freqüentemente utilizado em pisos de automóveis, trens de metrô e convés de navio, é muito corrosivo ao alumínio e não deve ser usado em contato com este metal, independentemente do tipo de medida preventiva adotada.

Embora poucos tipos de madeira provoquem corrosão por contato com o alumínio, surge risco de corrosão quando o teor de umidade na madeira supera a faixa de 18 a 20 %, uma condição que é atingida quando a umidade do ar ambiente supera 85 %. Se a madeira umedecer em serviço, o alumínio utilizado em contato com esta madeira deve ser protegido por uma membrana impermeável ou por um revestimento betuminoso aplicado por pintura. Outra possibilidade de corrosão é o uso de madeira que esteve em contato com água do mar, absorvendo sais extremamente corrosivos. Algumas substâncias usadas na proteção das madeiras podem ajudar a inibir a corrosão do alumínio pelo contato com a madeira assim protegida. Entretanto, outros tipos de substâncias usadas na proteção da madeira, principalmente as que contêm cobre e, agravam a corrosão do alumínio. Outro agente extremamente agressivo é o mercúrio, que também pode estar presente em algumas substâncias usadas na proteção da madeira.

Tipos de Corrosão

Corrosão Uniforme – Se o filme de óxido for solúvel no ambiente, como, por exemplo, em ácido fosfórico ou hidróxido de sódio, o alumínio se dissolve uniformemente a uma taxa constante. Se ocorrer liberação de calor, como no caso da dissolução em hidróxido de sódio, a temperatura

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da solução e a taxa de corrosão aumentam. Dependendo dos íons presentes, assim como de sua concentração e da temperatura, o ataque pode ser superficial ou uma dissolução rápida. O ataque corrosivo uniforme pode ser medido por perda em massa ou por perda de espessura.

Corrosão Localizada – Em ambientes nos quais o filme superficial é insolúvel, a corrosão se localiza em pontos fracos do filme de óxido e assume uma das formas descritas a seguir. A corrosão localizada ocorre por um mecanismo eletroquímico e é causada pela diferença no potencial de corrosão numa célula local formada por diferenças na superfície do metal. A diferença em geral está na camada superficial, por causa da presença de microconstituintes catódicos, que podem ser compostos intermetálicos insolúveis ou elementos simples. Os mais comuns são o CuAl2, o FeAl3 e o silício. Entretanto, a diferença pode estar na superfície por causa de diferenças locais no ambiente. Um exemplo comum deste caso é a célula de aeração diferenciada. Outro exemplo é a presença de partículas de metal pesado depositadas na superfície. Menos freqüente é a presença de impurezas retidas na superfície como ferro e cobre. Existem vários outros tipos de causa de formação de célula local. A severidade da célula local de corrosão tende a aumentar com a condutividade do ambiente.

Outra causa eletroquímica da corrosão é o resultado de uma corrente elétrica que deixa a superfície do alumínio para entrar no ambiente. O único tipo de corrosão localizada que não está associada a um mecanismo eletroquímico é a corrosão por atrito, que é um tipo de oxidação seca. Em quase todos os casos de corrosão localizada, o processo envolve uma reação com a água: 2Al + 6H2O ? Al2O3.3H2O + 3H2. O produto da corrosão é quase sempre o tri-hidrato de óxido de alumínio (Bayerita). A corrosão localizada em geral não corre em água extremamente pura à temperatura ambiente ou em ausência de oxigênio, mas pode ocorrer em soluções mais condutivas por causa da presença de íons como o cloreto ou o sulfato. Um exame do produto da corrosão permite identificar o íon agressivo e assim a causa da corrosão. A corrosão localizada freqüentemente pode ser controlada ou mesmo evitada, como será abordado a seguir.

Corrosão por Pites – O pite consiste na remoção de metal em determinados sítios localizados da superfície do metal, resultando no desenvolvimento de cavidades. Para que ocorra a formação de pites, deve estar presente um eletrólito, que pode ser um líquido volumoso, um sólido úmido, um filme de umidade condensada, ou gotas de água depositadas sobre uma superfície. O oxigênio também deve estar presente, para que

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ocorra a formação do pite.

Enquanto a forma dos pites no alumínio pode variar de depressões rasas em forma de pires até furos cilíndricos, a abertura é aproximadamente redonda, e a cavidade do pite é ligeiramente hemisférica. Isso diferencia o pite da corrosão intergranular, cujo ataque é confinado a “túneis” subsuperficiais ao longo de contornos de grãos, que são visíveis somente em análise metalográfica de seções retas. A corrosão intergranular pode ocorrer conjuntamente com a formação de pites, e neste caso as fissuras intergranulares avançam no metal lateralmente e para o seu interior a partir da cavidade do pite. A causa primária da formação de pites no alumínio é a presença de células locais na superfície metálica, como descrita anteriormente.

Nas etapas iniciais do crescimento do pite, a reação é autocatalítica. A iniciação ocorre pela ruptura de um ponto na superfície do filme de óxido adjacente à partícula catódica. Se um íon de cobre está presente, se deposita no sítio catódico, aumentando o potencial motriz da reação. À medida que a cavidade do pite (anodo) se desenvolve, o ambiente torna-se ácido (pH 3 a 4), e o ambiente em torno da superfície catódica torna-se ligeiramente alcalino. Essas mudanças locais no ambiente aumentam o potencial motriz da célula local e também a corrente do pite. Quando se atinge o estado estacionário, a corrente do pite mantém-se constante e é controlada pelo catodo externo, cuja área é influenciada pela condutividade do eletrólito. Pites próximos interagem ao competir pela área catódica disponível. Geralmente, quanto maior o número de pites, mais raso será o pite mais profundo. Em pites profundos que ficaram revestidos com produtos de corrosão, a função do catodo externo é provavelmente menos importante, e o pH do líquido presente na cavidade é provavelmente mais importante.

A composição do eletrólito tem grande influência na iniciação e na taxa de crescimento dos pites no alumínio. Entretanto, a influência dos muitos ânions e cátions é complexa e ainda não está completamente compreendida. Porém, em todos os casos a taxa de penetração diminui consideravelmente com o tempo. O alumínio de alta pureza duplamente refinado (AA 1099) apresenta excelente resistência à formação de pites e neste aspecto é muito superior às ligas comerciais. A liga 3003, fabricada a partir de matéria-prima de alta pureza e destinada à produção de utensílios de cozinha, é bastante resistente à formação de pites. Entre as ligas comerciais, o grupo das ligas alumínio-magnésio (série 5XXX) é o que apresenta a menor possibilidade de formação e penetração de pites. Com teor de cobre muito baixo (inferior a 0,04 %), as ligas alumínio manganês (3XXX) mostram comportamento comparável, porém quando o

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teor de cobre atinge 0,15 %, a formação de pites é mais acentuada, especialmente em água do mar. No alumínio comercialmente puro (1XXX), a resistência à formação de pites aumenta com o grau de pureza e é melhor quando os teores de ferro e cobre são mais baixos. Nas ligas alumínio-magnésio-silício (6XXX), ocorrem ao mesmo tempo a formação de pites e a corrosão intergranular. Por exemplo, a liga 6351 pode apresentar suave formação de bolhas em atmosferas industriais severas e na água do mar. Na forma de chapas, as ligas alumínio-cobre (2XXX) e alumínio-zinco-magnésio (7XXX) são revestidas por clades como forma de proteção contra a formação de pites.

Corrosão por Frestas – Se um eletrólito está presente numa fresta formada entre duas superfícies de alumínio, ou entre uma superfície de alumínio e um material não metálico, ocorre corrosão localizada na forma de pites ou mesmo de um remendo. O teor de oxigênio na fresta é consumido pela reação de formação de um filme com a superfície de alumínio, e a corrosão pára por causa porque o fornecimento de oxigênio por difusão para a fresta é lento. Na abertura da fresta, tanto submersa quanto exposta ao ar, há maior quantidade de oxigênio. Isso cria uma célula local: água com oxigênio em contraste com água sem oxigênio, e os potenciais de corrosão são tais que ocorre corrosão localizada na região empobrecida em oxigênio (anodo) imediatamente adjacente à região rica em oxigênio (catodo) próxima à abertura da fresta. Isso pode ser denominado uma célula de concentração ou uma célula de areação diferencial. Uma vez iniciado o ataque corrosivo que leva à formação da fresta, a área do anodo se torna ácida, enquanto a área do catodo se torna alcalina. Essas mudanças favorecem ainda mais a ação da célula local.

Corrosão por Frestas – Se um eletrólito está presente numa fresta formada entre duas superfícies de alumínio, ou entre uma superfície de alumínio e um material não metálico, ocorre corrosão localizada na forma de pites ou mesmo de um remendo. O teor de oxigênio na fresta é consumido pela reação de formação de um filme com a superfície de alumínio, e a corrosão pára por causa porque o fornecimento de oxigênio por difusão para a fresta é lento. Na abertura da fresta, tanto submersa quanto exposta ao ar, há maior quantidade de oxigênio. Isso cria uma célula local: água com oxigênio em contraste com água sem oxigênio, e os potenciais de corrosão são tais que ocorre corrosão localizada na região empobrecida em oxigênio (anodo) imediatamente adjacente à região rica em oxigênio (catodo) próxima à abertura da fresta. Isso pode ser denominado uma célula de concentração ou uma célula de areação diferencial. Uma vez iniciado o ataque corrosivo que leva à formação da fresta, a área do anodo se torna ácida, enquanto a área do catodo se

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torna alcalina. Essas mudanças favorecem ainda mais a ação da célula local.

Uma variável importante no contexto da corrosão por frestas é a largura da abertura da fresta, porque este valor determina a facilidade da difusão do oxigênio para a fresta, além de afetar a resistividade do líquido existente dentro da fresta. A corrosão por frestas no alumínio é desprezível em água pura.

Frestas Submersas – No caso de frestas submersas, outra variável importante é a razão da área superficial ativamente corroída para a área externa efetiva do catodo. A taxa de corrosão por fresta no alumínio aumenta com a diminuição das dimensões da abertura da fresta e com o aumento da área externa do catodo. A corrosão das ligas Al-Cu e Al-Zn-Mg é muito mais rápida do que a das ligas 3XXX (Al-Mn) e 5XXX (Al-Mg) e do alumínio comercialmente puro (1XXX). Novamente a largura da fresta é importante, porque as taxas de corrosão são baixas para frestas com aberturas superiores a 254 micrometros.

Frestas Atmosféricas – No projeto de estruturas de alumínio para serviço marítimo, não há necessidade de uma margem para obter uma vida útil de 5 anos, com exceção do caso de seções retas inferiores a 1016 micra. Para conseguir vida útil mais prolongada, as superfícies expostas devem ser revestidas com pinturas inibidoras, e, quando possível, a fresta deve ser selada com substância aderente que elimine a umidade. No caso de seções mais espessas não há necessidade de providência semelhante.

Fresta em Águas – Embora seja desprezível em água pura a corrosão por fresta do alumínio muitas vezes se manifesta como corrosão por pites, embora a taxa dessa reação seja relativamente lenta. A resistência à corrosão por fresta é semelhante à resistência à corrosão por pites no caso do alumínio, e é mais alta no caso de ligas Al-Mg do que no caso de ligas Al-Mg-Si.

Manchas Causadas por Água – O caso mais comum de corrosão por fresta no alumínio ocorre quando água está presente no espaço restrito entre camadas de alumínio em contato estreito, como em pacotes de chapas ou bobinas. Pode ocorrer durante armazenamento ou transporte por causa de proteção inadequada para evitar a entrada de água da chuva, ou por causa de condensação dentro da fresta quando a temperatura da superfície metálica cai abaixo do ponto de orvalho. Manchas irregulares de corrosão são produzidas nas superfícies que estão em contato, podem variar na coloração de cinza a marrom, ou mesmo preto. Em casos de corrosão mais acentuada o produto de corrosão une as suas superfícies tão fortemente que dificulta a separação.

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E alguns casos, as manchas apresentam alguns anéis irregulares, como linhas de contornos de mapas. Provavelmente são contornos de poças d’água e várias etapas de evaporação. As manchas inviabilizam o uso das chapas em aplicações nas quais o aspecto visual é importante, embora a corrosão não seja profunda e raramente ocorra perfuração, mesmo em chapas finas. As áreas manchadas não são mais suscetíveis à corrosão subseqüente, elas são na verdade mais resistentes porque estão cobertas por um file de óxido relativamente espesso. A ocorrência de manchas causadas por água pode ser evitada mediante cuidados para impedir a entrada de água da chuva e condições de condensação. A temperatura do metal deve ser mantida acima do ponto de orvalho, tanto ao se garantir umidade relativa baixa no local, quanto ao se evitar o resfriamento do metal.

Corrosão Filiforme – É um caso especial de corrosão por fresta que pode ocorrer numa superfície de alumínio sob revestimento orgânico. Assume a forma de filamentos aleatoriamente distribuídos com formato de espiras, e também pode ser conhecida como corrosão vermicular ou em forma de vermes. Os produtos de corrosão formam uma protuberância na superfície do revestimento, como colinas numa planície. As trilhas procedem de um ou mais pontos, onde o revestimento falha. O filme superficial propriamente dito não é envolvido no processo, exceto na função de prover zonas inadequadas com pouca adesão, que formam as frestas nas quais ocorre corrosão, como conseqüência do acesso da umidade em áreas com acesso restrito de oxigênio. A corrosão filiforme em geral ocorre em ambientes caracterizados por elevada umidade. Pode ser combatida pelo uso de revestimentos, anodização e inibidores à base de cromato aplicados antes da pintura. A quantidade de alumínio consumida pela corrosão em frestas é pequena e significativa apenas em caso de pequenas espessuras ou quando a aparência da superfície é muito importante. Mais sério é o caso de produtos de corrosão em grandes quantidades em espaços confinados, pois sendo muito mais volumosos que o metal a partir do qual são produzidos, podem distorcer mesmo seções com grandes dimensões.

Corrosão Galvânica – A corrosão acelerada de um metal por causa de contato elétrico com um metal mais nobre ou com um condutor não metálico como a grafite em um ambiente condutor é denominada corrosão galvânica. Os exemplos mais comuns de corrosão galvânica nas ligas de alumínio em serviço ocorrem quando estas são soldadas ou ligadas de alguma forma ao aço ou ao cobre e expostas a um ambiente de névoa salina. A liga de alumínio corrói mais rapidamente do que na ausência de contato com o metal dissimilar.

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A taxa de ataque corrosivo galvânico depende de alguns fatores: a) diferença de potencial de corrosão entre os dois metais; b) resistência elétrica entre os dois metais; c) condutividade elétrica do eletrólito; d) razão entre as áreas do catodo e do anodo; e) características de polarização dos dois metais. A tabela de potenciais de corrosão apenas diz se o metal pode ou não sofrer corrosão galvânica, mas não prevê a extensão do ataque corrosivo. Por exemplo, a diferença de potenciais entre o alumínio e o aço inoxidável é maior do que entre o alumínio e o cobre, mas na junção alumínio-cobre o ataque corrosivo é mais intenso devido á maior polarização. Além do contato físico, a imersão dos metais dissimilares de algum modo ligados em um mesmo eletrólito também acarreta corrosão galvânica.

A corrosão galvânica do alumínio em geral é suave, exceto em meios muito condutores como água do mar, névoa salina e lamas salgadas. Em água natural não salina e em atmosferas não salinas a corrosão galvânica do alumínio é raramente significativa, embora gotejamento de água a partir de cobre e suas ligas em superfícies de alumínio acarretem considerável ataque corrosivo por pites.

Em ambientes naturais, inclusive em condições salinas, o zinco é anódico em relação ao alumínio e, portanto, se corrói preferencialmente. O magnésio também apresenta efeito semelhante, embora em ambientes marinhos fortemente corrosivos este metal acarrete corrosão catódica do alumínio por causa da condição alcalina existente na superfície do alumínio. O cádmio é neutro em relação ao alumínio e pode ser usado em contato com este metal de forma segura. Os outros metais estruturais são catódicos e provocam corrosão galvânica no alumínio. Entre todos os metais os mais corrosivos quando em contato com o alumínio são o cobre e suas ligas (latão, bronze e cuproníquel) seguidos pelos aços (somente em ambientes salinos). Em ambientes normais e em águas naturais os aços inoxidáveis podem ser utilizados seguramente em contato com o alumínio. O níquel é menos agressivo do que o cobre, apresentando comportamento semelhante ao dos aços inoxidáveis em relação ao alumínio. Em atmosferas marinhas muito agressivas o aço inoxidável provoca corrosão no alumínio. Em água do mar a ação corrosiva depende da razão entre as áreas do catodo e do anodo. Revestimentos eletrolíticos de cromo apresentam o mesmo efeito do aço inoxidável. O chumbo pode ser usado com o alumínio, exceto em atmosferas marinhas muito agressivas. O comportamento galvânico das diversas ligas de alumínio é muito semelhante, não sendo solução eficaz a roca de ligas.

Corrosão por Deposição – Este é um caso especial de corrosão galvânica no qual o ataque se manifesta pela formação de pites. Ocorre quando

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partículas de um metal mais catódico em suspensão se depositam na superfície de alumínio, formando células galvânicas locais. Os íons agressivos ao alumínio são o cobre, o chumbo, o mercúrio, o níquel e o estanho, comumente conhecidos como metais pesados. O efeito dos metais pesados é ainda maior em soluções ácidas, ao passo que em soluções alcalinas sua solubilidade é muito menor, resultando em efeitos menos severos.

O íon cobre se constitui na causa mais comum desse tipo de corrosão em aplicações do alumínio. O exemplo mais comum é a chuva que incide em telhados de cobre e se deposita em calhas de alumínio, provocando corrosão. Mesmo pequenos teores de cobre, da ordem de 0,05 ppm, podem ser nocivos, dependendo das condições de exposição. Por exemplo, o cobre representa um problema muito maior em soluções areadas de haletos do que em soluções areadas de não haletos.

O íon mercúrio é o mais agressivo ao alumínio, mesmo em traços. Felizmente o mercúrio raramente está presente em águas naturais ou em soluções aquosas comerciais, mas é ocasionalmente encontrado em locais inesperados, como, por exemplo, devido à quebra de um termômetro ou onde o mercúrio retido contaminou uma estrutura.

O mercúrio líquido não molha uma superfície de alumínio, e pode ser manuseado em garrafas anodizadas de alumínio. Entretanto, se a camada de óxido natural da superfície de alumínio é rompida (o que pode ser favorecido pela presença de haletos), o alumínio dissolve-se no mercúrio, formando um amálgama e então a reação corrosiva torna-se catastrófica. O alumínio dissolvido se oxida imediatamente na presença de umidade, e mais alumínio se dissolve gerando um ciclo agressivo com altas taxas de corrosão.

Corrosão Intergranular – É o ataque seletivo da zona dos contornos de grãos sem ataque significativo na matriz (interior dos grãos). O mecanismo é eletroquímico e é resultado da ação de uma célula local nos contornos de grãos. Células são formadas entre microconstituintes de segunda fase e o alumínio que é retirado da solução sólida da qual se formam os microconstituintes. Estes microconstituintes possuem diferentes potenciais de corrosão em relação à solução sólida empobrecida adjacente. Em algumas ligas, como Al-Mg e Al-Zn-Mg-Cu os precipitados (Mg2Al3, MgZn2 e AlxZnxMg) são mais anódicos que a solução sólida adjacente. Em outras ligas, como Al-Cu, os precipitados (Al2Cu e AlxCuxMg) são catódicos em relação à solução sólida empobrecida. Em qualquer um dos casos, ocorre o ataque da região dos contornos de grãos.

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O grau de susceptibilidade intergranular é controlado pelas práticas industriais de fabricação, que podem afetar a quantidade, tamanho e distribuição de partículas intermetálicas de segunda fase. A resistência à corrosão intergranular pode ser obtida pela aplicação de tratamentos térmicos que causem precipitação homogênea ao longo da estrutura dos grãos, ou ao restringir a quantidade de elementos de liga que podem causar este problema. Ligas nas quais não se formam microconstituintes de segunda fase nos contornos de grãos, ou aquelas que possuem potencial de corrosão similar ao da matriz (MnAl6) não são suscetíveis à corrosão intergranular, como é o caso das ligas 3003, 3004 e do alumínio comercialmente puro 1100.

As ligas alumínio-magnésio (5XXX) contendo menos de 3 % de magnésio são bastante resistentes à corrosão intergranular. Em casos não comuns ocorre ataque intergranular na zona termicamente afetada de soldas após meses de exposição a temperaturas moderadamente elevadas (da ordem de 100 ºC), em soluções quentes e ácidas de nitrato de amônia (a cerca de 150 ºC), ou água potável quente (a 80 ºC). Para teores de magnésio mais elevados, a corrosão intergranular não ocorre quando estas ligas são fabricadas de maneira adequada e utilizadas à temperatura ambiente. Entretanto, certas ligas podem se tornar suscetíveis à corrosão intergranular após prolongada exposição em temperaturas elevadas, acima de 27 ºC. Este fenômeno é popularmente conhecido como sensitização. O grau de sensibilidade aumenta com o teor de magnésio, com o tempo de exposição à temperatura e com o grau de encruamento (trabalho mecânico de deformação plástica).

As ligas Al-Mg-Si trabalhadas (6XXX) geralmente apresentam alguma susceptibilidade à corrosão intergranular. Com uma composição balanceada de magnésio e silício, que resulta na formação da fase Mg2Si, o ataque intergranular é menor e também inferior ao que ocorre nas ligas Al-Cu (2XXX) e Al-Zn-Mg-Cu (7XXX). Quando a liga Al-Mg-Si contém teor excessivo de silício (superior ao necessário para formar Mg2Si), aumenta a corrosão intergranular por causa da forte natureza catódica do constituinte insolúvel de silício.

Nas ligas Al-Cu-Mg (2XXX), tratamentos térmicos que promovem precipitação seletiva nos contornos de grãos provocam susceptibilidade à corrosão intergranular. Já foi comprovado que o resfriamento rápido após o tratamento térmico de solubilização resulta em alta resistência à corrosão intergranular. Analogamente, o resfriamento lento pós-solubilização resulta em susceptibilidade intergranular.

A corrosão intergranular em ligas Al-Zn-Mg-Cu (7XXX) também pode ser

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afetada por tratamento térmicos. O tratamento térmico, algumas vezes em combinação com a deformação mecânica, é utilizado para melhorar a resistência à corrosão intergranular.

Corrosão por Esfoliação – A esfoliação, também chamada corrosão por camadas ou corrosão lamelar, é um tipo de ataque subsuperficial que ocorre ao longo de múltiplas trilhas paralelas à superfície do metal. O ataque ocorre geralmente ao longo de contornos de grãos (corrosão intergranular), mas também é observado ao longo de estrias de constituintes insolúveis que se distribuíram ao longo de planos paralelos na direção de trabalho mecânico. A esfoliação acontece predominantemente em produtos de pequena espessura e altamente deformados, com microestrutura de grãos alongados. A intensidade da esfoliação aumenta em ambientes ligeiramente ácidos e quando o alumínio está ligado a um metal dissimilar catódico.

A esfoliação é caracterizada pela formação de “folhas”, ou camadas finas de metal ainda não corroído e camadas mais espessas de produtos de corrosão que aumentam o volume do material. Geralmente a esfoliação ocorre a partir de uma beirada cisalhada e se dirige para o interior do material. Quando é suave, assume a forma de bolhas com produto de corrosão se acumulando no centro. Neste caso inicialmente forma-se um pite que penetra para o interior até encontrar uma camada suscetível. O ataque então se transforma em penetração lateral com geração de produtos de corrosão volumosos que provocam o aparecimento de bolhas. A esfoliação não é acelerada pela aplicação de uma tensão e não leva ao trincamento por corrosão sob tensão.

O alumínio comercialmente puro (1XXX) e as ligas alumínio-manganês (3XXX) são bastante resistentes à corrosão por esfoliação, mesmo em diferentes condições de processamento. Em ligas Al-Zn-Mg-Cu (7XXX) a resistência à corrosão por esfoliação pode ser aumentada pela realização de um tratamento térmico de superenvelhecimento (têmperas do tipo T7XXX em ligas trabalhadas), embora com perda de resistência mecânica da ordem de 5 a 10 %. Tratamentos térmicos que propiciem recristalização também podem ter efeitos semelhantes. Ajustes de composição química também podem ser benéficos nesse sentido.

Trincamento por Corrosão sob Tensão – Sob a ação combinada de uma tensão trativa e de um meio corrosivo específico pode ocorrer a ruptura de alguns componentes fabricados com ligas de alumínio devido ao trincamento por corrosão sob tensão. Entretanto, a corrosão sob tensão se limita a ligas Al-Cu-Mg (2XXX) e Al-Mg (5XXX) contendo mais de 3 % de magnésio, e as ligas Al-Zn-Mg-Cu (7XXX). Raramente ocorre

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corrosão sob tensão em ligas Al-Mg-Si (6XXX). Não ocorre no alumínio comercialmente puro (1XXX), nas ligas Al-Mn (3XXX) ou nas ligas Al-Mg (5XXX) contendo menos de 3 % de magnésio. Ocorre em ambientes agressivos contendo cloretos e, em caso de maior susceptibilidade, ao ar úmido.

A susceptibilidade das ligas de alumínio à corrosão sob tensão depende da microestrutura, a qual por sua vez é influenciada pelo tratamento/processamento prévio. A fragilização por hidrogênio é particularmente severa em ligas Al-Zn-Mg-Cu e em algumas ligas Al-Mg.

Corrosão-Fadiga – Num ambiente corrosivo a curva S/N (tensão por número de ciclos) é deslocada para baixo, ou seja, para valores de tensão mais baixos num determinado número de ciclos, de tal modo que a corrosão-fadiga pode ser descrita como a falha de um metal sob a ação combinada de uma tensão cíclica atuante e um ambiente corrosivo, e o dano resultante é maior do que o que seria provocado pela ação corrosiva e pela fadiga isoladamente. Entretanto, geralmente é difícil diferenciar o aspecto visual da fadiga isolada do aspecto visual da corrosão-fadiga.

As ligas de alumínio, assim como muito aços, apresentam resistência à corrosão-fadiga relativamente baixa, aproximadamente metade da resistência à fadiga ao ar e um quarto da resistência mecânica original do material. Surpreendentemente, a resistência à corrosão-fadiga de uma liga não é afetada significativamente pelo tratamento térmico, mesmo no caso das ligas endurecíveis por precipitação (Al-Cu (2XXX), Al-Mg-Si (6XXX) e Al-Zn-Mg-Cu (7XXX)). As falhas por corrosão-fadiga nas ligas de alumínio são caracteristicamente transgranulares, diferindo assim das falhas por trincamento por corrosão sob tensão, que são normalmente intergranulares. A corrosão localizada na superfície do alumínio, como a formação de pites, ou mesmo a corrosão intergranular, geram concentradores de tensões, reduzindo assim a vida em fadiga.

Ao ar, a umidade relativa apresenta um pequeno efeito na vida em corrosão- fadiga das ligas de alumínio. Entretanto, para valores muito pequenos (umidade relativa inferior a 5 %), a vida em fadiga aumenta ligeiramente. Há pouca diferença no comportamento em corrosão-fadiga das ligas de alumínio para diferentes tipos de água, seja natural, desmineralizada, dura ou em salmoura. Isso é surpreendente, pois a corrosividade normal destas águas no alumínio varia bastante.

Há pouca informação disponível sobre o efeito do processamento termomecânico no comportamento em corrosão-fadiga das ligas de alumínio. Não é possível garantir que uma determinada condição de processamento que proporciona boa resistência ao trincamento por

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corrosão sob tensão apresentará efeito igual ou semelhante com relação à corrosão-fadiga. Entretanto, é reconhecido o efeito benéfico da adição de cobre às ligas da série 7XXX (Al-Zn-Mg-Cu) no sentido de melhorar a resistência á corrosão-fadiga. O jateamento com partículas abrasivas, que aumenta a resistência à fadiga, provavelmente apresenta o mesmo efeito com relação à vida em corrosão-fadiga das ligas de alumínio, porém o jateamento não deve ser excessivo, o que poderia causar excessiva deformação plástica, que poderia causar susceptibilidade à esfoliação ou ao trincamento por corrosão sob tensão. Revestimentos protetores na superfície do material, inclusive pintura, também podem ser benéficos nesse sentido. A soldagem reduz tanto a vida em fadiga quanto a vida em corrosão-fadiga, mas o jateamento posterior aumenta a vida em corrosão-fadiga, principalmente quando sucedido por pintura.

Cavitação – O dano por cavitação acontece quando um líquido turbulento forma bolhas que entram em colapso ao incidirem sobre a superfície da liga de alumínio, rompendo a camada passivada protetora de óxido, iniciando assim a formação de pites, que podem ser densos o suficiente para provocar o surgimento de uma certa aspereza na superfície do material, ou mesma encruá-la ao ponto de provocar corrosão-fadiga, além de arrancar pequenas porções de material devido ao impacto da ação mecânica. Assim, o dano por cavitação pode ser resultado da corrosão ou da ação mecânica, ou desses dois fatores atuando conjuntamente. Em casos de cavitação suave, provavelmente predomina a ação química, que não pode ser evitada por proteção catódica. Quando predomina a ação mecânica, , o dano só pode ser evitado pela eliminação da condição de cavitação, através de modificações no projeto do equipamento.

Corrosão-Erosão – Quando um líquido passa por uma superfície de alumínio excedendo uma certa velocidade, podem se formar sulcos na superfície como resultado das ações química e mecânica. Em geral este fenômeno não corre quando a velocidade do líquido é inferior a 3 m/s. A corrosão-erosão e a cavitação apresentam certa similaridade e podem ocorrer conjuntamente. Apresentam como característica comum um mecanismo de dano na camada de óxido da superfície por ação mecânica, seguido por corrosão localizada. A perda de metal por corrosão pode ser acompanhada por perda de propriedades mecânicas, tanto por fadiga quanto por erosão. Os efeitos adversos da corrosão-erosão e da cavitação podem ser minimizados por diferentes métodos. A cavitação em bombas de água automotivas pode ser minimizada se o líquido de refrigeração contiver inibidores. Modificações de projeto e uso de inibidores podem evitar o acúmulo de óxidos em radiadores que causa corrosão nestes dispositivos.

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Corrosão-Atrito – É um processo de desgaste que produz pontos de abrasão e superfícies de alumínio que se movem deslizando em contato entre si num ambiente corrosivo. Estes pontos de abrasão assemelham-se a pites contendo pós pretos, que são pequenas partículas de óxidos de alumínio. Ocorre freqüentemente no transporte de pacotes de chapas, embora também possa ser observada em tubos empacotados com folgas. A susceptibilidade a esse tipo de corrosão aumenta com o grau de polimento da superfície. O dano pode ser minimizado por empacotamento sob pressão, que evita movimento relativo dentro do pacote. O uso de recobrimento com óleos e de folhas de papel intercaladas também é benéfico nesse sentido. A anodização diminui acentuadamente o dano de corrosão-atrito, que é mais comum no caso de contato entre superfícies de alumínio do que quando o alumínio está em contato com um metal dissimilar. Pode ocorrer em tubos de trocadores de calor no suporte dos tubos e em juntas aparafusadas ou rebitadas de algumas estruturas, como, por exemplo, em caminhões. Este tipo de dano pode ser minimizado por modificações de projeto. Pontos de abrasão reduzem a resistência á fadiga de materiais usados em componentes submetidos a carregamento cíclico [3]. 

Processos de fabricação: fundição, extrusão, laminação e soldagema) Fundição

Processos de fundição usualmente adotados para a fabricação de peças de ligas de alumínio fundidas: fundição em areia (verde e estufada), em moldes permanentes ou semipermanentes e em máquinas sob pressão (“die casting”). Além desses processos, em menor escala também são utilizados os processos de fundição centrífuga, fundição de precisão (“investiment” ou cera perdida), moldagem em gesso (“plaster”) e a moldagem em casca (“shell molding”). A escolha do processo a ser utilizado depende de vários fatores, sendo que muitos aspectos do projeto serão influenciados pelo método de fundição. Os fatores técnicos são o tamanho e a forma da peça, as características da liga tais como as propriedades físicas e mecânicas, as espessuras máxima e mínima de cada seção, a complexidade do desenho da peça, as tolerâncias dimensionais e o tipo de acabamento. Os fatores econômicos são o número de peças idênticas a serem produzidas, a possibilidade de repetição de encomendas e os custos relativos de usinagem e acabamento das peças produzidas pelos diferentes processos.

Fundição em areia: a leveza (baixa densidade) das ligas de alumínio, que permite trabalhar com baixas pressões e também possibilita fazer um

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socamento de areia mais leve. Por outro lado, a dificuldade que as ligas de alumínio apresentam para se libertar dos óxidos e expelir os gases do molde constituem-se em desvantagens, que exigem cuidados especiais. Sendo assim, é muito importante maximizar a permeabilidade do molde, permitindo o deslocamento do ar e dos outros gases à medida que o metal líquido penetra na cavidade. Outra desvantagem na fundição de ligas de alumínio é sua fragilidade a quente. Como a resistência mecânica das ligas de alumínio durante a solidificação é muito baixa qualquer obstáculo que signifique maior resistência à contração resulta no surgimento de trincas. Outra característica importante das ligas de alumínio é a elevada contração de solidificação, que exige que esta seja compensada, pois varia de 0,9 a 1,3 %. A areia utilizada na fundição das ligas de alumínio pode ser natural ou sintética. Para que a areia de fundição seja lisa o suficiente é necessário que o teor de argila seja razoavelmente elevado. No caso da areia natural o teor de argila deve estar entre 10 e 25 %, enquanto na areia sintética o teor de argila deve ser da ordem de 3 a 10 %.

O molde deve ser projetado de modo que os canais permitam o acesso à cavidade por vários pontos diferentes, o que permite que seja possível o vazamento a uma temperatura mais baixa e proporciona melhor seqüência de solidificação. A altura de vazamento deve ser suficientemente alta para minimizar a formação de escórias e o aprisionamento de ar dentro do molde [1].

A fundição em coquilha é o processo no qual o vazamento ocorre em um molde permanente, em geral metálico, para peças de 8 a 10 kg. Podem ser utilizados os métodos de vazamento por gravidade (“permanent mold casting”) ou por pressão (“die casting”), sendo que neste último utiliza-se uma máquina especial para injetar o metal líquido na cavidade do molde (coquilha neste caso). O material mais comumente utilizado para a fabricação de coquilhas é o fero fundido cinzento. Normalmente utiliza-se um “verniz” para proteger a cavidade da coquilha. O verniz é uma mistura à base de caolim, silicato de sódio, grafita e água. A temperatura de uso da coquilha deve estar entre 150 e 350 ºC. A temperatura ideal de vazamento do metal líquido depende da complexidade do formato da peça e é determinada experimentalmente. O uso do molde metálico permanente somente se justifica quando a escala de produção é suficientemente alta, ou seja, um número de peças a fabricar com o mesmo molde igual ou superior a 2000 peças aproximadamente [1].

Ante-ligas: para a fabricação de ligas de alumínio por fundição, é necessária a utlização das chamadas ante-ligas como parte da matéria-prima. Ante-ligas são ligas com elevados teores de determinados

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elementos que entram na composição química do produto final, que são fabricadas por empresas especializadas nesse mercado, com o objetivo único de seriem como matéria-prima para a fabricação da liga final. O uso desse tipo de matéria-prima se justifica pela sua uniformidade de composição e pelo maior rendimento no aproveitamento do elemento de liga na liga final, ou seja, menor perda de elemento de liga na fundição. Adicionando-se o alumínio comercialmente puro sob a forma de lingotes como parte da matéria-prima de fundição, dilui-se o teor do elemento de liga. O uso das ante-ligas é particularmente importante na fundição de ligas que contêm elementos com ponto de fusão bem mais alto do que o alumínio, como é o caso do cobre, do níquel, do manganês, do cobalto e do titânio, entre outros [1].

Outro insumo fundamental na fundição de ligas de alumínio é o fluxo protetor, cujas principais funções são a proteção contra a oxidação e a ação de eliminação de gases, sendo que ambos os fatores são fundamentais para reduzir a incidência de defeitos nas peças fundidas. As ligas de alumínio, devido à elevada afinidade com o oxigênio e as levadas temperatura de fundição, que favorecem a oxidação, possuem elevada propensão à formação de óxidos. As elevadas temperaturas também favorecem a absorção de gases no metal líquido (Lei de Sieverts), gases esses provenientes da decomposição do vapor d’ água presente na atmosfera ou de hidrocarbonetos resultantes da queima dos gases de combustão. Por esse motivo, recomenda-se que sejam evitadas temperatura de vazamento muito superiores a 700 ºC. Além dos fluxos anti-oxidantes e que eliminam gases do banho metálico, há os fluxos para recuperação de alumínio da camada de banho ou do fluxo de cobertura e os fluxos para refino de grão, estes últimos à base de titânio, boro ou sódio [1].

b) Usinagem

A usinagem é a operação que se segue à fundição, com o objetivo de eliminar rebarbas e excessos de metal na peça fundida e também ajustar as dimensões da peça às especificações do produto final.

A seguir serão abordas as propriedades mais importantes das ligas de alumínio no que diz respeito às características da usinagem dessas ligas.

Densidade: com uma densidade três vezes menor do que a dos aços e do latão, as ligas de alumínio permitem operações com velocidades bem mais elevadas e com menor desgaste do equipamento. Como os esforços inerciais são menores, é possível realizar mudanças de velocidade e manobras rápidas com menor vibração do conjunto, o que favorece a obtenção de um bom acabamento superficial. O aproveitamento de

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material durante a usinagem é três vezes maior no caso do alumínio, sendo assim o custo de usinagem por peça de alumínio é sempre inferior ao da usinagem do latão e em alguns casos, quando a velocidade de corte for essencial, por exemplo, o custo de usinagem do alumínio pode ser inferior ao custo de usinagem do aço.

Ponto de fusão: a temperatura de fusão das ligas de alumínio, situada entre 650 e 700 ºC pode ser atingida na interface de contato peça-cavaco-ferramenta, o que pode levar à soldagem por fusão do alumínio à ferramenta, “empastando” a mesma. Neste caso devem ser usados recursos para reduzir o atrito e refrigerar a peça.

Módulo de elasticidade: o módulo de elasticidade do alumínio é cerca de 1/3 do módulo de elasticidade do aço e bem inferior ao módulo de elasticidade do latão, o que torna necessários certos cuidados para evitar ou minimizar distorções e erros dimensionais nas peças. Basicamente estes cuidados consistem em:- Usinar com avanços menores, reduzindo a carga de compressão sobre a peça e evitando a flexão da mesma. - Quando a peça for muito comprida, utilizar apoios (suportes) ao longo do comprimento da mesma.- Somente utilizar ferramentas com ângulos de corte agudos e bem afiadas, ou seja, com gumes bem acabados e polidos.- É necessário tomar cuidado no controle do aperto de fixação, com o objetivo de evitar amassamentos e deformações. A peça só deve ser fixada em suas seções mais sólidas ou mais espessas. Em caso de uso de mordentes hidráulicos em equipamentos automáticos, geralmente dimensionados para trabalhar com aços, recomenda-se diminuir a pressão de trabalho.

Usinabilidade: devido à possibilidade de usinar com altas velocidades, o tempo de usinagem das ligas de alumínio é relativamente curto, com excelentes resultados, principalmente para as chamadas ligas de corte fácil.

Condutibilidade térmica: a alta condutividade térmica do alumínio permite a rápida dissipação do calor gerado na usinagem, o que favorece o trabalho em velocidades elevadas.

Coeficiente de dilatação térmica: o coeficiente de dilatação térmica do alumínio, que é bem maior do que o do aço e o do latão, pode acarretar inconvenientes nos sistemas de fixação e medição das dimensões.

Coeficiente de atrito do alumínio: comparado com o coeficiente de atrito do aço, o coeficiente de atrito do alumínio é alto, o que resulta na redução do ângulo de cisalhamento durante o corte, aumentando a energia de deformação necessária para que ocorra o destacamento do cavaco. Esse

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fenômeno se agrava quando o cavaco é contínuo, ou seja, com intenso contato com a face da ferramenta. O uso de lubrificantes, de materiais de ferramenta com menor coeficiente de atrito e dispositivos de quebra de cavacos, permite reduzir o arrasto sobre a ferramenta, melhorando as condições de corte. Também é necessário um bom acabamento na afiação da ferramenta para reduzir o atrito [50].

c) Reciclagem

Atualmente uma parte significativa das cargas de fundição (material a ser fundido para fabricar as ligas) é constituída por “sucata” (material reaproveitado). No caso das latas utlizadas como embalagem de bebidas carbonatadas o índice de reaproveitamento chega próximo a 90 % em países como Brasil, Japão e outros. A reciclagem permite reduzir significativamente os custos de fabricação, principalmente no que se refere aos custos de energia, que são drasticamente reduzidos, assim como tem impactos muito positivos do ponto de vista ecológico, com redução significativa da contaminação do meio ambiente por lixo. E nos últimos anos os índices de reciclagem de ligas de alumínio têm crescido muito, razão pela qual abordaremos nesta seção alguns aspetos técnicos e mesmo econômicos da reciclagem das ligas de alumínio.

Qualquer tipo e forma de componente de alumínio pode ser reaproveitado por fundição e processamento mecânico posterior. Entretanto, as perdas de fusão da sucata atingem cerca de 10 %, devido à oxidação, que é mais intensa do que no metal primário (lingote: só 1%). Já nos anos 50 a reciclagem de alumínio na Europa atingia um índice de 35 %. O crescimento dos índices de reciclagem dependem fundamentalmente da organização de uma eficiente estrutura de coleta, classificação, separação e manuseio da sucata. O surgimento da reciclagem na Alemanha data da Primeira Guerra Mundial.

A nomenclatura nessa área necessita de esclarecimentos iniciais. Hoje em dia fala-se ainda da indústria de metal secundário, na qual se agrega o reprocessamento dos produtos de alumínio já utilizados. O metal reaproveitado fundido (secundário) apresentava um conhecido “downcycling” (perda de rendimento) em comparação com o metal produzido a partir de matéria-prima virgem (primário), havendo por isso controvérsias quanto à necessidade e conveniência de utilizá-lo. A expressão “downcycling” está, de fato, associada a uma imagem negativa. Esta expressão encontra sentido no seu uso devido à utilização de uma mistura de cerca de 18 materiais plásticos (poliméricos) que existem em um automóvel de passeio ainda hoje. Como no “downcycling” de materiais poliméricos existe uma ainda maior variedade de materiais, devido à

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necessidade de descartar produtos de baixo valor agregado, como caixas de flores e etc, esse lixo problemático é direcionado principalmente para vazadouros ou é parcialmente incinerado (ambas as possibilidades, já atualmente, ou num futuro próximo, muito problemáticas ou mesmo proibidas). Para cada uso do alumínio reaproveitado através de novas refusões deve-se, ao contrário e com razão, usar o termo reciclagem.

Recentemente, aliás, na Europa, na América do Norte e, a seguir, no Japão, foram promulgadas, ou anunciadas, medidas legais que regulamentam o reaproveitamento de materiais como importantes produtos de consumo no ciclo produtivo de novos produtos. O caso de reaproveitamento mais importante, além das embalagens, é o da indústria automobilística, para a qual incluindo-se os impostos, com os quais a s fábricas têm que se preocupar, cerca de 90 % de todos os materiais dos automóveis usados são levados ao reaproveitamento. Aqui deve-se diferenciar entre o reaproveitamento de poucos produtos de alto valor e a autêntica reciclagem.

Enquanto a reciclagem de latas de bebidas para a produção de novas chapas para a fabricação de novas latas dá bons resultados, a tarefa de reaproveitamento de componentes de alumínio nos automóveis, com a exigência de uma classificação de sucatas quanto ao seu grau de pureza, aguarda uma solução técnica e comercial. Até hoje os automóveis usados, como já mencionado na literatura, são desmontados em peças com tamanhos de até alguns centímetros. A atual geração de automóveis ainda é dominada pelo aço, ou seja, precisam de uma grande quantidade de componentes de aço para funcionarem. Os vários metais leves e materiais poliméricos ainda possuem uma prioridade baixa. Os componentes dos automóveis feitos com metais não ferrosos podem, entretanto, serem separados através de processos de separação gravimétrica, de modo que também os metais leves dos automóveis podem ser separados para serem utilizados em reciclagem.

A sucata de alumínio dos automóveis tem um teor de silício relativamente alto (devido aos componentes fundidos). Também o teor de magnésio, e o de outros elementos de liga, sugeririam o uso dessa sucata para a fabricação de novas peças fundidas. Com certeza devido à diminuição das dimensões dos automóveis existe obrigatoriamente um aumento do teor de ferro no metal secundário, de modo que este metal é usado para a fundição de componentes com valor agregado relativamente baixo, ou como complemento nas cargas de fundição de uma gama mais ampla de componentes fundidos.

Finalmente deve ser constatado que a facilidade com a qual o alumínio

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pode ser reciclado, resultando em vantagens econômicas e ecológicas decisivas, de modo que a sucata de alumínio já possui um valor por unidade de massa relativamente elevado, diferentemente da sucata de outros produtos, como os materiais ferrosos. E já desde o século XIX o valor da sucata de alumínio era reconhecido e a mesma utilizada, sendo o alumínio considerado o metal do futuro [2]. d) Extrusão

O processo de extrusão consiste na transformação de um tarugo cilíndrico em um perfil estrutural, através da compressão do tarugo de alumínio contra uma matriz que contém um orifício através do qual escoa o alumínio, que tem assim seu diâmetro reduzido, transformando-se em um perfil, que pode ter diferentes tipos de aplicação em diversos tipos de produtos.

Existem três tipos principais de processo de extrusão: o mais comum e tradicional é a chamada extrusão direta, no qual o tarugo é comprimido contra uma matriz estática, através de cujo orifício o metal escoa transformando-se em perfil. Na extrusão indireta o tarugo estático é comprimido por uma matriz móvel através de cujo orifício o metal escoa. Na extrusão com força de atrito ativa, o container move-se com velocidade superior à do tarugo, porém a matriz é estática, de modo que a força de atrito entre o container e o tarugo tem o mesmo sentido do movimento do container e do tarugo, ao contrário da extrusão direta, na qual a força de atrito tem sentido oposto ao do movimento do tarugo.

Um processo especial de extrusão é a chamada extrusão hidrostática, na qual o tarugo é cercado por um líquido (óleo ou metal líquido com baixo ponto de fusão) e é pressionado (por todos os lados) contra a matriz, escoando o metal por seu orifício, já sob a forma de perfil. A tensão aplicada deve ser superior à tensão de escoamento do material e também pode ser necessário um aquecimento no caso em que o fluido é metal líquido. Também é necessário operar com cargas mais baixas no início do processo.

Os parâmetros de extrusão devem ser rigorosamente controlados, sendo esses parâmetros, a capacidade da prensa de extrusão, a velocidade do êmbolo que empurra o tarugo, a temperatura do tarugo, a temperatura da matriz, a razão de extrusão (razão entre o diâmetro inicial do tarugo e o diâmetro final do perfil), a complexidade do formato do perfil (existência de reentrâncias e etc), a lubrificação e o projeto da matriz (número de orifícios, ângulo da matriz e comprimento do container).

Entretanto, as chamadas variáveis fundamentais de engenharia são: pressão de extrusão, geometria da zona de deformação, velocidade de saída de extrusão, temperatura do produto extrudado, microestrutura.

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Obs: a temperatura do extrudado, por sua vez, depende da temperatura do tarugo antes do início do processo, da velocidade do êmbolo que empurra o tarugo, da razão de extrusão (razão entre o diâmetro do tarugo inicial e o diâmetro do produto extrudado final) e o atrito (entre o tarugo e o container/matriz). A pressão de extrusão é limitada pela capacidade da prensa, por um lado, e, pelo outro, pela possibilidade de gerar defeitos no produto extrudado. Quanto à geometria da zona de deformação, muito ainda tem que ser feito no sentido de melhorar o projeto do ferramental. A velocidade de saída depende da velocidade do êmbolo, mas é mais importante do que esta. A temperatura do extrudado é importante para evitar perdas, como as que são causadas pela fusão parcial.

A microestrutura do extrudado depende basicamente da composição química, do processo de fundição e conseqüentemente da microestrutura do tarugo, havendo alguma influência do processo de extrusão em si. A razão de extrusão afeta o atrito, e conseqüentemente, o aquecimento. E há diferenças de temperatura entre o tarugo e o container/matriz. É muito difícil determinar o coeficiente de atrito. A velocidade influi na taxa de deformação, e assim na deformação final. O aquecimento do tarugo, por mais cuidadosa que tenha sido o tratamento térmico de homogeneização, não consegue eliminar o gradiente de temperatura entre o interior do tarugo e a superfície do mesmo. Quando os perfis extrudados possuem maior diâmetro, ocorrem grandes deformações na superfície e pouca deformação no interior dos mesmos. Quando os perfis possuem menor diâmetro, a deformação é mais uniforme. O aumento da temperatura de extrusão e o aumento da razão de extrusão levam ambos a um aumento da ocorrência de recristalização. A homogeneização tem por objetivo obter maior uniformidade de composição química (eliminar ou minimizar a segregação), maior uniformidade de microestrutura (dendritas, tamanho de grão, partículas de segunda fase e etc) e a eliminação de defeitos de fundição (porosidade entre outros) [51].

A extrusão é talvez o processo mais empregado para a conformação das ligas de alumínio, que possuem grande facilidade de serem extrudadas, garantindo significativa redução de custos e alta produtividade quando se emprega esse tipo de processo de fabricação. A qualidade do produto extrudado final em geral é muito boa, desde que se tome os devidos cuidados no controle dos parâmetros operacionais do processo anteriormente abordados. Entretanto, devido à importância do tema, será feito um breve relato sobre os principais defeitos resultantes do uso de parâmetros operacionais inadequados durante o processo de fundição:

1) Defeitos superficiais: a) trinca a quente (“hot shortness”): causada por temperaturas muito elevadas, que provocam fusão localizada no material,

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gerando trincas devido à perda de resistência mecânica. b) arrancamento (“tearing’”) e acúmulo (“pick up”) de material: causados pela fratura localizada em conseqüência das imperfeições da camada estacionária de alumínio, retida no container e que adere à matriz. Assim como o trincamento a quente, o arrancamento e o acúmulo de material (caso mais extremo do acúmulo de material) são causados por uma excessiva temperatura emergente (temperatura de saída do produto extrudado). O acúmulo de material pode ser minimizado por uma homogeneização eficiente, que melhore a configuração (refine) as partículas intermetálicas ricas em ferro.

2) Anel de óxido (“coring”): como na extrusão a quente não lubrificada a deformação não é uniforme, o centro do tarugo move-se mais rapidamente do que a periferia. Depois que boa parte do tarugo foi extrudada, sua superfície move-se para o centro e começa a fluir pela matriz. Como esta porção do material superficial contém a casca oxidada, formada durante o vazamento durante a fundição do tarugo e durante a homogeneização e o reaquecimento, esse tipo de fluxo provoca o surgimento de linhas internas de óxido (“coring”), que não permitem a soldagem das partes adjacentes de material a esta parte do material. A única maneira de evitar o surgimento desse tipo de defeito é descartar cerca de 4 a 15 % (dependendo do tipo de tarugo) da porção final do material extrudado. Esse material descartado constitui o chamado “talão” do tarugo. Esse problema pode ser agravado pela presença de lubrificantes, que facilitam o movimento do material da superfície, além de favorecer o aprisionamento dos resíduos de lubrificante no alumínio.

3) Solda transversal: na pratica habitual de extrusão usa-se uma câmara de solda ou anel de alimentação para manter a parte traseira do tarugo anterior na matriz, provendo uma superfície na qual o próximo tarugo possa se soldar. Se as superfícies que se soldam estivessem completamente limpas, não haveria nenhum problema com este processo, entretanto, na prática as extremidades dos tarugos estão sempre oxidadas, dando origem a uma lâmina oxidada dentro do perfil, que representa uma descontinuidade dentro do material. Para evitar esse problema, principalmente nos chamados perfis estruturais, para os quais os requisitos de resistência mecânica são mais rígidos, é necessário descartar todas a extensão do perfil que contem a solda transversal. Outro tipo de solda transversal, a solda transversal dupla é produzida pela prática de corte duplo na tesoura de cisalhamento a quente. Cada extensão extrudada possuirá então duas soldas transversais, que podem ser toleradas somente nos perfis não estruturais, para os quais os requisitos de resistência mecânica são menos rígidos.

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4) Solda longitudinal: ocorre principalmente nos perfis tubulares, nos quais sua formação é mais complexa do que nos perfis sólidos, sendo formada uma solda transversal diferente em cada uma das partes da matriz. O principal efeito acarretado pela solda longitudinal é a diminuição é a diminuição localizada da resistência mecânica, causada pela contaminação da solda transversal causada pela contaminação da solda transversal nos perfis tubulares.

5) Bolhas: as bolhas podem aparecer em qualquer posição do perfil, associadas a todos os tipos de defeitos anteriormente descritos, ou devido ao ar aprisionado ou a lubrificantes voláteis. Entretanto, o tipo mais comum é aquele que aparece no início da extrusão, devido principalmente ao ar aprisionado durante a entrada do tarugo na bucha. Para evitar esse problema existe o chamado ciclo degaseificador, que consta de uma pequena movimentação do container após o início da pressão do pistão, permitindo a saída de ar.. Cuidados para reduzir a incidência de bolhas incluem a redução da diferença de diâmetro entre o tarugo e a bucha o tanto quanto possível, e a introdução de um gradiente de temperatura ao longo do comprimento do tarugo. Esta medida faz com que o ar aprisionado se acomode no talão. Poros em excesso nos tarugos também são causa de bolhas, pois atuam como sítios de nucleação do hidrogênio gasoso. Bolhas de final de extrusão podem ser causadas por alguns dos problemas citados anteriormente, como também podem ser causados pelo “coring” ou pela solda transversal. Para reduzir a ocorrência desses problemas, a solução é aumentar a extensão do talão. O uso de disco de pressão muito sujo de alumínio também pode ser causa do aparecimento de bolhas, por não permitir uma saída de ar adequada.

6) Camada superficial de grãos grosseiros: os produtos extrudados podem resistir à recristalização, mesmo quando sujeitos às temperaturas de solubilização. Por outro lado, pode-se encontrar grãos crescidos recristalizados numa estreita camada logo abaixo da superfície. A explicação é o fato de que a deformação redundante é muito mais concentrada nas camadas superficiais dos produtos extrudados do que na região mais interna do perfil. Este encruamento efetivo pode ultrapassar o valor do encruamento crítico necessário à recristalização, para uma dada combinação de tempo e temperatura, recristalizando a superfície e mantendo o interior do produto deformado. Nessas condições os grãos recristalizados são muito grosseiros. Este problema pode ocorrer principalmente em ligas com a presença de inibidores de recristalização (dispersóides contendo manganês ou cromo), que podem sofrer um crescimento de grão heterogêneo.

7) Efeito “casca de laranja”: esse efeito pode aparecer em qualquer

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produto de alumínio que for esticado, estampado ou embutido. No caso da extrusão o perfil sofre esticamento durante a prensagem (exercido pelo “puller” (tracionador) da prensa extrusora) e após a extrusão (na esticadeira). O nível de gravidade do defeito está relacionado com o tamanho de grão do perfil. Para os grãos refinados há pouco ou nenhum aspecto de “casca de laranja”, mas grãos grosseiros terão exatamente esse aspecto. Este defeito é gerado porque os grãos da superfície apresentam uma condição de deformação diferente daqueles do interior do perfil: não sofrem tanta restrição à deformação, ou seja, podem se deformar mais livremente, de acordo com os mecanismos básicos de deslizamento. Estes mecanismos produzem quantidades variáveis de deformação, dependendo da orientação dos grãos em relação aos seus vizinhos e das deformações impostas. A deformação não-uniforme de grão para grão produz o efeito “casca de laranja”. Este defeito pode ser amenizado facilmente pela diminuição da tração do “puller” (dispositivo para retirada do perfil por tracionamento leve) e da quantidade de deformação gerada na esticadeira.

e) Laminação

Juntamente com a extrusão, a laminação é um dos mais importantes processos mecânicos de fabricação de ligas de alumínio, podendo levar à produção de semi-elaborados sob a forma de chapas e tiras, que podem ser utilizadas industrialmente, ou serem usadas como matéria-prima para os chamados processo de conformação de chapas, como o embutimento, a estampagem e o estiramento. Inicialmente serão apresentadas definições básicas de laminação, laminação a quente e laminação a frio, e em seguida serão abordados os aspectos principais da laminação a quente e da laminação a frio das ligas de alumínio.

Laminação: processo de deformação plástica dos metais no qual o material passa entre rolos, com altas tensões compressivas devido à ação de prensagem dos rolos, e com tensões cisalhantes superficiais resultante da fricção entre os rolos e o metal. Laminação a quente: etapa inicial do processo de laminação no qual o material é aquecido a uma temperatura elevada (no caso de ligas de alumínio entre 400 e 500 ºC) para que seja realizado o chamado desbaste dos lingotes ou placas fundidas. Laminação a frio: etapa final do processo de laminação que tem por objetivo o acabamento do metal, no qual o mesmo, inicialmente recebido da laminação a quente como chapa grossa, tem sua espessura reduzida para valores bem menores, normalmente à temperatura ambiente.

Laminação a quente de ligas de alumínio: a matéria-prima para a produção de laminados a quente de ligas de alumínio são placas fundidas

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com 200 a 600 mm de espessura, 600 a 2200 mm de largura e 4500 a 8000 mm de comprimento. A massa dessas placas varia de 1,5 t a 28 t. Como conseqüência do resfriamento indireto durante a fundição semicontínua as placas apresentam uma superfície com solidificação irregular, caracterizada por uma microestrutura heterogênea com segregação. Por este motivo é necessária a fresagem dessa camada superficial, sendo também necessário descartar as extremidades da placa, no que se refere ao comprimento da mesma.

A microestrutura da placa fundida com solidificação relativamente rápida apresenta uma verdadeira rede de partículas intermetálicas e segregação, o que resulta em trabalhabilidade relativamente limitada no processamento posterior. Entretanto, este problema pode ser minimizado através da realização de um tratamento térmico de homogeneização. O aquecimento reduz a resistência mecânica, favorecendo a operação de laminação, realizada entre 400 e 500 ºC.

Atualmente na indústria do alumínio utilizam-se laminadores a quente reversíveis, que permitem reduções de espessura da ordem de 15 a 30 mm por passe, o que, após vários passes, permite uma espessura final de laminado a quente da ordem de 2,5 a 8 mm.A laminação a quente destrói completamente a estrutura bruta de fusão através da deformação a quente e da recristalização dinâmica e da recristalização estática, que permitem o refino de grão. Entretanto, após a laminação os grãos ficam alongados de acordo com a direção de laminação. Devido ao calor gerado durante a deformação, mesmo após o último passe de laminação a quente ocorre recristalização estática.

O conhecimento das modificações microestruturais e das condições de distribuição dos elementos de liga em função do ciclo de deformação a quente tem uma grande influência não só sobre a subseqüente laminação a frio, inclusive sobre os recozimentos intermediários, como também sobre as propriedades mecânicas do produto final. As principais características metalúrgicas afetadas são: tamanho de grão, textura, resistência mecânica, estabilidade térmica, tendência à recristalização, trabalhabilidade a frio e acabamento superficial.

Laminação a frio de ligas de alumínio: Além de permitir a redução de espessura das chapas, a laminação a frio, que vem após a laminação a quente, permite o aumento da resistência mecânica das chapas através do encruamento do material. Na laminação a frio o material é laminado de forma contínua, devido à ação de uma série de quartetos de rolos, que gradativamente reduzem a espessura da chapa. Em cada quarteto, enquanto os dois rolos de contato (superior e inferior), de menor tamanho,

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agem diretamente sobre a chapa, os grandes rolos de compressão giram sobre os rolos de contato. Deste modo, minimizando a carga sobre a chapa laminada, este sistema permite reduzir ao máximo os danos mecânicos à superfície do produto laminado.

A laminação a frio de tiras produz superfícies mais ásperas do que as produzidas nas chapas, nas quais ocorre mudança de 90 º na direção de laminação, reduzindo o efeito dos rolos de laminação sobre a superfície da chapa. Quando é necessário obter excelente acabamento superficial (brilho de polimento) a chapa é submetida à ação de rolos adicionais de acabamento com pequeno grau de redução de espessura, que promovem o polimento da chapa. Este efeito é ainda acentuado com o uso de rolos de laminação polidos adicionais. A laminação a frio produz chapas de ligas de alumínio com espessuras da ordem de 0,05 mm. Tiras de alumínio comercialmente puro podem ser obtidas com espessuras de 0,004 a 0,007 mm. Quanto maior a redução de espessura evidentemente maior o custo de laminação e a necessidade de realizar um maior número de recozimentos intermediários entre cada etapa de laminação, de modo a amolecer o material deformado em grau compatível com o prosseguimento da laminação.

Os produtos laminados a frio podem ser utilizados comercialmente como chapas ou podem ser usados como matéria-prima nas operações de conformação posterior, como o embutimento que produz as latas para acondicionamento de bebidas a partir de chapas laminadas [2].f) Anodização

Entende-se como anodização um processo de acabamento superficial aplicado aos produtos de ligas de alumínio, geralmente extrudados, eventualmente também laminados, que consiste em aumentar a espessura da camada superficial de óxido de alumínio, que por ser muito aderente e proteger o material contra a ação corrosiva do ambiente, ao ter sua espessura aumentada permite o aumento da resistência à corrosão, além de um excelente acabamento superficial, essencial no caso dos perfis de liga de alumínio 6060 e 6063 usados com fins arquitetônicos.

A oxidação anódica consiste em colocar a peça de alumínio como anodo numa célula com eletrólito com baixo pH e promover assim o reforço da camada oxidada. A espessura da camada anodizada varia entre 4 e 100 micra e influi na dureza, na resistência à corrosão e na capacidade de isolamento elétrico, entre outras propriedades. Essa película anodizada é ainda capaz de absorver corantes, lubrificantes, tintas, lacas e etc.

A dureza da película é muito influenciada pela tensão de anodização, aumentando com o aumento da mesma. No que se refere à estrutura da

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camada anodizada, esta é constituída inicialmente por óxidos de alumínio amorfos, que têm sua cristalinidade gradativamente aumentada com o envelhecimento progressivo. A camada não é uniforme e sim estratificada e depois de formada pode ser modificada por aquecimento, colorimento, selagem dos poros em água quente ou com determinadas soluções.Os eletrólitos de anodização podem conter: ácido crômico, ácido oxálico e ácido sulfúrico.

f) Soldagem

Aqui a ênfase não será dada à descrição dos processos de soldagem de alumínio, que não faz parte do escopo deste trabalho, mas sim aos efeitos das diversas condições de soldagem dos principais processos sobre as características e propriedades das ligas de alumínio, ou seja as principais aspectos da soldabilidade das ligas de alumínio.

A seguir apresentamos uma resenha dos principais tipos de defeitos de solidificação e alterações microestruturais presentes em ligas de alumínio (principalmente Al-Mg-Si) soldadas por diferentes processos. Posteriormente serão abordadas as características específicas do processo de soldagem por centelhamento e suas conseqüências sobre as propriedades do material.

Defeitos de solidificação:Os principais tipos de defeitos de solidificação encontrados em ligas de alumínio soldadas são : porosidade, falta de penetração, fusão incompleta, trincas, reforço excessivo do cordão de solda, desalinhamento e alterações e alterações microestruturais [52,53].

PorosidadeAs ligas de alumínio em geral apresentam acentuada tendência ao aparecimento de porosidade na junta soldada, a qual pode ser tolerada caso o tamanho (diâmetro médio) dos poros não seja elevado e os mesmos não estejam alinhados ou interligados (o que favorece o surgimento de trincas), o que depende dos requisitos necessários para o uso de um determinado produto : a porosidade é ainda mais nociva em condições de carregamento dinâmico [2].

A porosidade pode ser causada por diferentes fatores: a) elevada fluidez do metal líquido (devido à grande diferença entre a temperatura líquidus e a temperatura solidus e às elevadas temperaturas atingidas durante o processo de soldagem), b) a presença de gases (principalmente hidrogênio, proveniente de contaminantes presentes na superfície do metal ou mesmo da umidade do ar), fator que é agravado por uma velocidade de solidificação elevada que não permita que os gases escapem do metal líquido durante a solidificação e por uma velocidade de soldagem muito baixa, que permita maior absorção dos mesmos durante a

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soldagem, c) Aprisionamento de ar que surge no metal líquido durante a fusão ou, em alguns casos, do metal vaporizado, que não conseguem escapar durante a solidificação, d) contração do metal associada à solidificação [51].

No caso da soldagem por centelhamento, para a qual vários estudos já demostraram que o uso de atmosferas protetoras não traz nenhum benefício [54], é mais provável que a presença dos poros não esteja relacionada com a uma eventual presença de hidrogênio e outros gases provenientes de contaminantes, e sim ao aprisionamento do metal líquido e à efervescência gerada pela vaporização do metal durante o centelhamento.

A porosidade pode ser classificada em macro e microporosidade, dependendo da dimensão dos poros, que em geral têm formato aproximadamente esférico. Também pode ser classificada como primária, quando surge entre as dendritas durante a solidificação, ou como secundária quando surge durante o reaquecimento. Neste caso em geral os poros são mais finos e mais homogeneamente distribuídos, sendo portanto menos nocivos [2].

Ao contrário das trincas, o efeito da porosidade como agente causador de queda de dutilidade e tenacidade à fratura não é tão acentuado [55,56], a não ser que os poros sejam muito grandes e estejam alinhados e em grande quantidade [53].

A falta de penetração, fusão incompleta, o reforço excessivo e o desalinhamento atuam de modo similar, agravando a concentração de tensões [52].

Outros defeitos que efetivamente deterioram as propriedades mecânicas do material, são as trincas e as alterações microestruturais, que por este motivo também serão abordadas com ênfase.

Trincas de solidificaçãoAs trincas que surgem na zona termicamente afetada (ZTA) de ligas Al-Mg-Si soldadas pelos processos TIG e MIG são causadas basicamente pela ausência de líquido devido à solidificação, que com as tensões associadas à soldagem provocam o trincamento. A formação de eutéticos de baixo ponto de fusão nos contornos de grão devido à segregação dos elementos de liga e impurezas, também acarreta a fragilização dos mesmos Os fatores que afetam a ocorrência de trincas de solidificação em ligas Al-Mg-Si são : composição química do metal de base e do metal de adição (principalmente), aporte térmico, penetração do cordão de solda e as tensões atuantes [57].

Quanto à composição química, sabe-se que as ligas Al-Mg-Si são

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sensíveis ao trincamento na ZTA, quando soldadas pelo processo MIG, o que torna recomendável o uso de ligas Al-Mg e Al-Si como metais de adição, com o objetivo de minimizar a ocorrência desses defeitos [58]. Mesmo com esse recurso, não é possível evitar totalmente o trincamento: ocorrem trincas longitudinais na liga 6061 soldada com Al-Mg , que não surgem na mesma liga soldada com Al-Si: o silício aumenta a fluidez do metal líquido, evitando a escassez do mesmo durante a solidificação, que levaria ao trincamento (trinca de solidificação). Por outro lado, as trincas transversais também aparecem no material soldado com Al-Si, até mesmo com mais severidade neste caso. Isso se deve a dois motivos: o silício reduz a temperatura solidus, aumentando o intervalo de solidificação (diferença entre temperaturas solidus e liquidus), o que favorece a ocorrência desse tipo de trinca [58]. Nesta figura podemos observar que quanto maior o aporte térmico, maior o efeito de redução da temperatura solidus provocada pela presença do silício proveniente do metal de adição, exatamente ao contrário do que ocorre com o magnésio. Além disso, a maior fluidez aumenta a penetração de metal líquido na ZTA, em distâncias maiores, o que também contribui para o surgimento dessas trincas. Quando a mesma liga (6061) é soldada pelo processo TIG, é a composição química do metal de base que assume importância primordial: os principais elementos de liga, Mg, Si e Cu favorecem o trincamento, ao passo que elementos secundários, como Mn, Cr e V, minimizam o trincamento por refinarem o grão [59].

Quanto ao aporte térmico, a sua elevação aumenta a severidade do trincamento, tanto para o processo MIG como para o processo TIG uma vez que o calor favorece o crescimento de grão, que aumenta à susceptibilidade ao trincamento. Verifica-se também, que as trincas somente surgem para valores de aporte térmico iguais ou superiores a um valor crítico (que depende da liga, do processo e seus parâmetros operacionais). Este efeito do aporte térmico manifesta-se de modo muito semelhante ao observado para a deformação: o aumento da deformação (no ensaio Varestraint) acima de um valor crítico (abaixo do qual não surgem trincas) agrava o trincamento. Do mesmo modo, este fenômeno repete-se para diferentes situações. Além disso, deve-se mencionar que a deformação e o aporte térmico têm efeito sinérgico: a superposição de ambos agrava o trincamento. Isto também repete-se para diferentes casos [59]. Alterações microestruturaisAs principais alterações microestruturais associadas à soldagem de ligas de alumínio endurecíveis por precipitação são a dissolução e o crescimento de precipitados (superenvelhecimento), que ocorrem em diferentes regiões do material soldado, dependendo das temperaturas atingidas em cada região [60-62]. Neste aspecto, de um modo geral pode-se dizer que as modificações microestruturais sofridas

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pelas ligas Al-Mg-Si soldadas guardam certas semelhanças com aquelas observadas nos sistemas Al-Cu e Al-Zn-Mg [63,64]. Entretanto, a extensão e a localização dessas alterações dependem não só do tipo de liga, como também do processo empregado [60,62].

Mesmo assim, tanto para a liga 6061 soldada pelo processo MIG [61], 6013 soldada por TIG [60,62] ou a laser [62], como para a 6111 soldada a laser [50], existem quatro regiões distintas : zona de fusão, zona parcialmente fundida, zona termicamente afetada (ZTA) e metal de base (não afetado). Para o processo a laser, onde há grande concentração do calor de solda, a ZTA é mínima [62]. Nos processos MIG e TIG, a ZTA é bem mais extensa e apresenta grandes variações de dureza com a distância da zona de fusão [61,62], associadas aos fenômenos que ocorrem com os precipitados anteriormente citados.A microestrutura da zona de fusão é caracterizada pela presença de grãos colunares resultantes da solidificação direcionada (crescimento epitaxial de dendritas) : a temperatura máxima atingida nesta região é superior à temperatura liquidus da liga. Na região parcialmente fundida, a temperatura máxima atingida situa-se entre a temperatura solidus e a liquidus [62]. A microestrutura resultante é típica de uma região de transição. Na ZTA a temperatura atingida é inferior à temperatura solidus.

Na liga 6061 soldada por MIG verifica-se que na ZTA inicialmente ocorre uma queda de dureza, à medida que se aproxima da zona de fusão, até que se atinge um valor mínimo de dureza. Esta queda está associada ao crescimento dos precipitados intermediários ?” (início do superenvelhecimento) [61]. Neste ponto de mínimo local de dureza ocorre a maioria das rupturas em ensaios de tração [2]. Em seguida ocorre um aumento de dureza associado ao aparecimento de precipitados ?’ [61]. Depois verifica-se uma queda de dureza mais acentuada próximo à linha de fusão, associada à dissolução (reversão) de todos os precipitados [61]. Já dentro da zona de fusão ocorre um modesto aumento de dureza causado pelo efeito de endurecimento por solução sólida, seguido por nova queda de dureza na zona de fusão mais distante da linha de fusão [61].

Na liga 6013 soldada pelo processo TIG, o perfil de dureza é muito parecido com o da liga 6061 soldada por MIG. Para o processo de soldagem a laser ao contrário de MIG e TIG, só há mínimo de dureza dentro da zona de fusão. O mesmo ocorre para a liga 6111 soldada a laser. Este fato é explicado pela dissolução total dos precipitados intermediários endurecedores na zona de fusão e pelo fato de que como neste tipo de processo ocorre concentração de calor no ciclo térmico de soldagem, de tal modo que a ZTA é muito mais estreita, não possuindo

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extensão suficiente para que seja visualizada a variação de dureza e microestrutura (precipitados) observada nos processos anteriores. Esta característica também é observada em ligas de alumínio endurecíveis por precipitação soldadas por centelhamento, pois é comum aos processos onde ocorre concentração de calor, de modo que a ZTA seja estreita [50, 60].

 

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