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INSTITUTO FEDERAL DE EDUCAÇÃO, CIÊNCIA E TECNOLOGIA DO
MARANHÃO
COORDENAÇÃO DE PÓS-GRADUAÇÃO
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
LIGA DE ALUMÍNIO PARA APLICAÇÃO AERONÁUTICA OBTIDA
POR CONFORMAÇÃO POR SPRAY
Autor: Milton Luis do Lago
São Luis
2010
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2
INSTITUTO FEDERAL DE EDUCAÇÃO, CIÊNCIA E TECNOLOGIA DO
MARANHÃO
COORDENAÇÃO DE PÓS-GRADUAÇÃO
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
LIGA DE ALUMÍNIO PARA APLICAÇÃO AERONÁUTICA OBTIDA
POR CONFORMAÇÃO POR SPRAY
Milton Luis do Lago
Dissertação apresentada ao Programa
de Pós-Graduação em Engenharia de
Materiais como requisito parcial à
obtenção do título de MESTRE EM
ENGENHARIA DE MATERIAIS.
Orientador: Dr. Valdemar Silva Leal
Co-orientador: Dr. Claudemiro Bolfarini
Agência Financiadora: CAPES.
São Luis
2010
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3
Lago, Milton Luis
Liga de alumínio para aplicação aeronáutica obtida por
conformação por spray / Milton Luis do Lago. – São Luis,
2010.
109 f.
Dissertação (Mestrado) – Mestrado em Engenharia de
Materiais. Instituto Federal de Educação, Ciência e Tecnologia
do Maranhão, 2010.
1. Alumínio – aeronáutica. 2. Liga de alumínio. 3.
Conformação por spray. I.Título.
CDU: 669.71:629.7
i
MEMBROS DA BANCA EXAMINADORA DA DISSERTAÇÃO DE MESTRADO DE
MILTON LUIS DO LAGO
APRESENTADA AO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE
MATERIAIS, DO INSTITUTO FEDERAL DE EDUCAÇÃO, CIÊNCIA E
TECNOLOGIA DO MARANHÃO, EM 28 DE JANEIRO DE 2010.
BANCA EXAMINADORA:
PROF. Dr. VALDEMAR SILVA LEAL
Orientador - PPGEM/IFMA
PROF. Dr. GEDEON SILVA REIS
PPGEM/IFMA
PROF. Dr. HERBERTH VERA CRUZ FURTADO MARQUES
UFMA
ii
iii
AGRADECIMENTOS
A Deus, por me acompanhar em todos os momentos.
Aos docentes do PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM
ENGENHARIA DE MATERIAIS, pela mediação de conhecimentos e incentivo
ao longo deste trabalho.
Ao professor e orientador Dr. Valdemar Silva Leal, pelo incentivo,
ensinamentos e por ter me dado à oportunidade de crescimento pessoal e
profissional.
Ao professor co-orientador Dr. Claudemiro Bolfarini, pela valiosa
orientação durante o desenvolvimento deste trabalho.
Ao professor Dr. Tomaz Toshimi Ishikawa, pelos ensinamentos e apoio
logístico durante a fase de elaboração deste trabalho.
A minha esposa Ana e os meus filhos Cássio, Dheyne e Luis Carlos,
pelo, amor e carinho.
À memória de meu pai, que juntamente com minha mãe me ensinou que
o conhecimento é o maior tesouro e herança que posso adquirir e receber.
A Capes pela bolsa concedida e a verba para aquisição do material de
consumo através do PROCAD (processo 0091/05-7), referente ao projeto
intitulado: Desenvolvimento e Caracterização de Ligas com Microestruturas
fora do equilíbrio.
Ao IFMA - Instituto Federal de Educação, Ciência e Tecnologia do
Maranhão pela minha liberação para fins de realização da fase experimental
deste trabalho junto a UFSCar/SP – Universidade Federal de São Carlos-SP.
iv
v
RESUMO
A liga de alumínio AA7075-T6 foi processada por conformação por spray
adotando variação nos parâmetros de processamento, pressão do gás de
atomização e rotação do substrato, e avaliadas as suas propriedades
mecânicas nas condições de: como recebida, conformada por spray,
conformada por spray e extrudada e conformada por spray, extrudada e tratada
termicamente por envelhecimento. Verificou-se que para a condição de como
conformada, a liga apresentou alongamento e limites de resistência e
escoamento relativamente baixos em comparação à condição de fundida
convencionalmente, o que ocorreu devido ao alto percentual de porosidade
associados aos valores mais altos da RGM e rotação do substrato. Para a liga
conformada e extrudada, independente das condições de processamento, as
propriedades acima referidas mostraram superioridade em comparação à
condição conformada, fato este devido ao fechamento dos poros pela extrusão
e refinamento das fases secundárias pela fragmentação ocorrida. Na forma
envelhecida, a liga processada nas condições de menor pressão de
atomização e substrato estacionário, apresentou ligeira alta no limite de
resistência à tração, escoamento e dureza em relação à liga comercial.
Entretanto, a diferença entre as propriedades das duas ligas não foi tão
significativo e portanto, o tratamento de envelhecimento não proporcionou à
liga propriedades mecânicas tão boas quanto era esperado.
Palavras chave: conformação por spray de liga Al-Zn-Mg-Cu; envelhecimento
de liga Al-Zn-Mg-Cu; propriedades mecânicas da liga Al-Zn-Mg-Cu.
vi
vii
ALUMINUM ALLOY FOR AIRCRAFT APPLICATION OBTAINED BY SPRAY
FORMING
ABSTRACT
Aluminum alloy AA7075-T6 was processed by spray forming adopting variation
in processing parameters, pressure gas atomization and rotation of the
substrate, and evaluated their mechanical properties in the following conditions:
like received, spray formed, spray formed and extruded and spray formed,
extruded heat treated by aging. It was checked that for the condition spray
formed, the alloy presented stretching and the limits of resistance and flow
relatively low compared to conventionally cast condition, which was due to the
high percentage of porosity associated with higher levels of RGM and rotation
substrate. Conformed to the alloy and extruded, regardless of processing
conditions, the above properties showed superior performance compared to the
formed condition, a fact due to the closure of pores by extrusion and refinement
of the secondary phases by fragmentation occurred. In aging form, the alloy
processed under conditions of lower pressure atomization and stationary
substrate, showed a slight rise in the limit of tensile strength, hardness and flow
in relation to a commercial alloy. However, the difference between the
properties of the two alloys was not as significant and therefore the treatment of
aging did not give the alloy mechanical properties as good as expected.
Keywords: Spray forming of Al-Zn-Mg-Cu; Aging of Al-Zn-Mg-Cu; Mechanical
properties of Al-Zn-Mg-Cu
viii
ix
PUBLICAÇÕES
1 Congressos Nacional
M.L.Lago, V.S.Leal, C. Bolfarini, C.S. Kiminami, W.J. Botta Filho. Liga de
Alumínio para aplicação aeronáutica obtida por conformação por spray.
Submetido ao 18º CBECIMat, Porto de Galinhas – Brasil, 24-28 Nov. 2008.
2 Congresso Internacional
M.L.Lago, V.S.Leal, C. Bolfarini, C.S. Kiminami, W.J. Botta Filho. Tensile
properties of the spray formed and extruded AA7075 alloy. Aceito e
apresentado na 4th International Conference on Spray Deposition and Melt
Atomization - SDMA 2009 & 7th International Conference on Spray Forming
- ICSF VII, Bremen – Germany / September 07-09, 2009.
x
xi
ÍNDICE DE ASSUNTOS
Pág.
BANCA EXAMINADORA ………………………………………………………. i
AGRADECIMENTOS …………………………………………………………… iii
RESUMO ………………………………………………………………………… v
ABSTRACT ……………………………………………………………………… vii
PUBLICAÇÕES ………………………………………………………………... ix
ÍNDICE DE ASSUNTOS ………………………………………………………. xi
ÍNDICE DE TABELAS …………………………………………………………. xv
ÍNDICE DE FIGURAS …………………………………………………………. xvii
SÍMBOLOS E ABREVIAÇÕES ……………………………………………….. xix
1 INTRODUÇÃO …………………………………………………………. 1
2 OBJETIVOS ……………………………………………………………. 3
3 JUSTIFICATIVA E MOTIVAÇÃO PARA O TRABALHO ………….. 5
4 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ………………………………………….. 7
4.1 Breve histórico da conformação por spray ………………………….. 7
4.2 Processo de conformação por spray ………………………………… 9
4.2.1 Vantagens, desvantagens e aplicações …………………………….. 10
4.2.2 Parâmetros de processamento ………………………………………. 11
4.2.3 Comportamento do spray de gotas atomizadas ……………………. 12
4.2.4 Comportamento da superfície de deposição das gotas atomizadas 14
4.2.5 Mecanismos de solidificação na conformação por spray ………….. 16
4.2.6 Formação e controle de porosidade na conformação por spray ….. 17
5 ALUMÍNIO E SUAS LIGAS ……………………………………………. 19
5.1 Ligas trabalháveis mecanicamente …………………………………… 20
5.2 Ligas de fundição ……………………………………………………….. 21
5.3 Procedimentos para elevação da resistência mecânica de ligas de
alumínio…………………………………………………………………… 22
5.4 Ligas de alumínio da série 7xxx ………………………………………. 23
xii
5.5 Processos de decomposição de solução sólida em ligas de
alumínio da série 7000 …………………………………....................... 26
5.5.1 Precipitação homogênea ………………………………………………. 26
5.5.2 Precipitação heterogênea ……………………………………………… 29
5.5.3 Precipitação em discordâncias ……………………………………….. 30
5.5.4 Precipitação em dispersóides ………………………………………… 31
6 LIGAS DE ALUMÍNIO CONFORMADAS POR SPRAY …………… 33
6.1 Propriedades mecânicas de ligas de alumínio conformadas por
spray ………………………………………………………………………. 33
6.2 Microestrutura e propriedades mecânicas de ligas de alumínio da
série 7000 conformada por spray ……………………………………… 34
7 MATERIAIS E MÉTODOS …………………………………………….. 47
7.1 Materiais …………………………………………………………………. 47
7.2 Outros materiais e equipamentos utilizados …………………………. 47
7.2.1 No processo de CS ……………………………………………………... 47
7.2.2 Na preparação, corte e usinagem do material a ser processado e
nos depósitos obtidos por CS ………………………………………….. 48
7.2.3 Na preparação metalográfica dos depósitos obtidos por CS ………. 49
7.2.4 Na análise de porosidade ………………………………………………. 49
7.2.5 No processo de extrusão a quente ………………………………….... 50
7.2.6 No processo de tratamento térmico e análise de dureza …………… 50
7.2.7 No ensaio de tração …………………………………………………….. 51
7.2.8 Na caracterização microestrutural e composição química …………. 51
8 Procedimento Experimental ……………………………………………. 53
8.1 Fluxograma do Procedimento Experimental …………………………. 53
8.2 Conformação por spray ………………………………………………… 54
8.3 Análise química …………………………………………………………. 58
8.4 Densidade e Porosidade ………………………………………………. 58
8.5 Extrusão …………………………………………………………………. 59
8.6 Tratamento Térmico ……………………………………………………. 61
8.7 Análise microestrutural …………………………………………………. 62
8.8 Ensaio de dureza Vickers ……………………………………………… 64
xiii
8.9 Ensaio de Tração ………………………………………………………. 64
9 RESULTADOS E DISCUSSÕES …………………………………….. 67
9.1 Análise da Composição Química …………………………………….. 67
9.2 Configurações geométricas dos depósitos e rendimentos das
conformações ………………………….……………………………….. 68
9.3 Caracterização dos depósitos quanto a porosidade ………………… 69
9.4 Comportamento microestrutural dos depósitos ……………………… 72
9.4.1 Comportamento microestrutural por microscopia ótica dos
depósitos conformados …………………………………………………. 72
9.4.2 Comportamento microestrutural por MEV dos depósitos
conformados ……………………………………………………………... 74
9.4.3 Comportamento microestrutural por microscopia ótica dos
depósitos conformados e extrudados …………………………………. 77
9.4.4 Comportamento microestrutural por MEV dos depósitos
conformados e extrudados……………………………………………... 78
9.4.5 Comportamento microestrutural por microscopia ótica dos
depósitos conformados, extrudados e tratados termicamente ……... 81
9.4.6 Comportamento microestrutural por MEV dos depósitos
conformados, extrudados e tratados termicamente …………………. 83
9.5 Propriedades mecânicas dos depósitos processados ……………… 85
9.5.1 Análise do comportamento das propriedades mecânicas de tração.. 86
9.5.2 Análise de dureza máxima no tratamento térmico de
envelhecimento …………………………………………………………. 91
10 CONCLUSÕES …………………………………………………………. 93
11 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS …………………….. 95
12 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ………………………………….. 97
xiv
xv
ÍNDICE DE TABELAS
Tabela 5.1 Classes das ligas de alumínio de acordo com sua
composição química .................................................................................... 19
Tabela 7.1 Porcentagem em massa da liga 7075 -T6 na situação como
recebido ....................................................................................................... 47
Tabela 7.2 Porcentagem em massa da liga 7075 -T6 ........................... 47
Tabela 8.1 Estado do material e quantidade de ensaios de tração ....... 65
Tabela 9.1 Composição química da liga AA 7075 em porcentagem em
massa ........................................................................................................... 67
Tabela 9.2 Parâmetros do processo ....................................................... 70
Tabela 9.3 Resultados das analises via EDS dos vários tipos de fases
intermetálicas mostradas na Figura 9.3 (a, b, c, d)-porcentagem em
massa............................................................................................................ 76
Tabela 9.4 Resultados das análises via EDS dos vários tipos de fases
intermetálicas indicadas na Figura 9.5 (b) e (d) pelas posições de 1 a 8 -
porcentagem em massa ............................................................................... 80
Tabela 9.5 Resultados das análises via EDS dos vários tipos de fases
intermetálicas indicadas na Figura 9.7 (a, b, c e d) pelas posições
numeradas de 1 a 8 - porcentagem em massa ........................................... 85
Tabela 9.6 Propriedades mecânicas ..................................................... 86
xvi
xvii
ÍNDICE DE FIGURAS
Figura 4.1 Ilustração esquemática do Mark IV .......................................... 07
Figura 4.2 Ilustração esquemática do processo de conformação por
spray ............................................................................................................ 10
Figura 4.3 Representação esquemática das etapas de fusão e
vazamento; atomização e vôo das gotas atomizadas e suas deposições
no substrato no processo de conformação por spray .................................. 14
Figura 8.1 Fluxograma correspondente ao procedimento experimental
do presente trabalho..................................................................................... 53
Figura 8.2 Ilustração esquemática do processo de conformação por
spray mostrando a diversidade de produtos obtidos por este processo ..... 56
Figura 8.3 Overspray referente ao primeiro depósito obtido por CS ........ 56
Figura 8.4 Depósito CS (A), Fatia retirada da região central do depósito
(B) ............................................................................................................... 57
Figura 8.5 Posicionamento de retirada de amostras da faixa central dos
depósitos CS para extrusão ........................................................................ 60
Figura 8.6 Gráfico temperatura versus tempo para o tratamento térmico 62
Figura 8.7 Fatia retirada da região central dos depósitos seccionada em
amostras para determinação de densidade e porosidade pelo método de
Arquimedes e análise metalográfica ............................................................ 63
Figura 9.1 Primeiro depósito obtido por CS ............................................... 68
Figura 9.2 Microestruturas via microscopia ótica dos depósitos
conformados a) depósito processado com pressão de 0,8 MPa
b)depósito processado com pressão de 0,5MPa c)depósito processado
com rotação do substrato de 0rpm d)depósito processado com rotação do
substrato de 40rpm ...................................................................................... 73
Figura 9.3 Microestruturas via MEV dos depósitos conformados a)
depósito processado com pressão de 0,8 MPa b) deposito processado
com pressão de 0,5 MPa c) depósito processado com rotação do
xviii
substrato de 0 rpm d) depósito processado com rotação do substrato de
40 rpm........................................................................................................... 75
Figura 9.4 Microestruturas via MO dos depósitos conformados e
extrudados a) depósito processado com pressão de 0,8 MPa b) depósito
processado com pressão de 0,5 MPa c)depósito processado com rotação
do substrato de 0 rpm d) depósito processado com rotação do substrato
de 40 rpm...................................................................................................... 77
Figura 9.5 Microestruturas via MEV dos depósitos conformados e
extrudados obtidos nas conformações 1 e 6. (a) e (b) depósito da
conformação 1, (c) e (d) depósito da conformação 6................................... 79
Figura 9.6 Microestruturas via microscopia ótica dos depósitos
conformados, extrudados e tratados termicamente a) depósito
processado com pressão de 0,8 MPa b) deposito processado com
pressão de 0,5 MPa c) depósito processado com rotação do substrato de
0 rpm d) depósito processado com rotação do substrato de 40 rpm ........... 82
Figura 9.7 Microestruturas via MEV dos depósitos conformados,
extrudados e tratados termicamente a) depósito processado com pressão
de 0,8 MPa b) depósito processado com pressão de 0,5 MPa c) depósito
processado com rotação do substrato de 0 rpm d) depósito processado
com rotação do substrato de 40 rpm ........................................................... 83
xix
SÍMBOLOS E ABREVIAÇÕES
§ Parágrafo
μm Micrometro
ρ
g
Densidade do gás de atomização
L
Densidade do liquido
s
Densidade do sólido (amostra)
t
Densidade teórica da liga
Å Angstron
AA Aluminum Association, Inc
ABNT Associação Brasileira de Normas Técnicas
ASTM American Society for Testing and Materials
CCDM Centro de caracterização e desenvolvimento de materiais
CDL Compactação dinâmica líquida
CS Conformação por spray
DSC Deposição por spray controlada
EAA Espectroscopia por absorção atômica
EDS Espectroscopia por energia dispersiva
EDX Espectrometria de fluorescência de Raios-x por energia
dispersiva
g grama (g)
g/cm³ grama por centímetro cúbico
GP Guinier-Preston
GPII Guinier-Preston II
HRTEM Microscopia eletrônica de transmissão de alta resolução
HV Dureza Vickers
IFMA Instituto Federal de Educação, Ciência e Tecnologia do
Maranhão
K Kelvin
kg quilograma
xx
K
IC
Tenacidade à fratura
LTDA Limitada
LE Limite de escoamento
LRT Limite de resistência a tração
ºC grau Celsius
INELL Idaho National Engineering and Environmental Laboratory
m
a
Massa do sólido no ar (g)
m
L
Massa do sólido no líquido (g)
ml Mililitro
m/s metro por segundo
m
3
s
-1
metro cúbico por segundo
MET Microscopia Eletrônica de Transmissão
MEV Microscopia Eletrônica de Varredura
MP Metalurgia do pó
MPa MegaPascal
mm Milímetro
nm Nanômetro
MO Microscopia ótica
η Fase de equilíbrio (precipitado)
η’ Fase metaestável
NBR Norma brasileira
near-net-shape perto da forma final
Overspray Pós não aderidos ao depósito
P Fração volumétrica de porosidade
Pág Página
RGM Razão da vazão mássica de gás para vazão de metal
rpm Rotação por minuto
RSP Tooling Processo de solidificação rápida para fabricação de
ferramentas
Sprayformados Conformados por spray
SSS Solução Sólida Supersaturada
t Tempo (s)
xxi
TF Tonelada força
Tx Temperatura da dureza de pico no tratamento térmico
T6 Solubilizado e envelhecido artificialmente
T7 Solubilizada e estabilizada por superenvelhecimento
Tliq Temperatura líquidus da liga
UFSCar Universidade Federal de São Carlos
xxii
1 INTRODUÇÃO
Há várias décadas, as ligas de alumínio do sistema Al–Zn–Mg–Cu tem
tido considerável aplicação em estruturas de aeronaves comercial e militares
[1]. A utilização destas ligas na indústria aeroespacial esta relacionada a sua
alta relação resistência/peso, alta resistência mecânica, boa resistência a
corrosão, ductilidade, tenacidade e resistência a fadiga [2-5]. Entretanto, estas
ligas quando obtidas por fundição convencional usualmente não atingem o
máximo do seu potencial, o que se deve à formação de fases intermetálicas
grossas, grãos grosseiros, macrosegregação e solubilidade sólida limitada. Por
este motivo, processos de solidificação rápida tem sido usados para melhorar o
nível de resistência das ligas Al–Zn–Mg–Cu [6], destacando-se entre estes, a
metalurgia do pó (MP) e a conformação por spray (CS) [7].
A técnica da conformação por spray (CS) tem atraído considerável
atenção na produção de materiais estruturais, por causa de suas excelentes
vantagens potenciais relacionadas a custo/benefício em combinação com
desenvolvimento de microestrutura refinada e propriedades mecânicas
superiores [8]. Esta tecnologia, envolve a desintegração energética de um fluxo
de metal liquido por jatos de gás em gotas de tamanho “micrométricas”, que
são em seguida depositadas em um substrato na forma de uma mistura de
gotas sólidas, líquidas, e parcialmente solidificadas, que se consolidam e
geram um depósito coerente e próximo da densidade teórica. A efetividade de
custos, esta associada com a simplicidade desta tecnologia [9].
Comparado com a metalurgia do pó (MP), a CS combina preparação
de pó, desgaseificação e compactação em um único passo e minimiza a
oxidação superficial e outras reações danosas inerentes aos pós metálicos.
Comparado com a fundição convencional, a CS evita macrossegregação,
minimiza microsegregação e elimina etapas intermediárias de processamento
[10].
As ligas Al-Zn-Mg-Cu produzida por CS, apresentam melhorias na
solubilidade sólida de elementos de liga (tais como Zn, Mg), refinamento de
2
grão e diminuição de segregação. Além disso, uso da CS é propício para
melhorar e controlar a quantidade, o tamanho e a distribuição de fases
precipitadas e assim, poder oferecer oportunidade para aumentar a resistência
e manter boa plasticidade nestas ligas [10].
A porosidade sempre está presente em materiais obtidos por CS [11].
A quantidade, tamanho, distribuição e morfologia da porosidade nestes
materiais são dependentes das suas condições de processamento. A extensão
da deformação plástica que precisa ser aplicada durante o processamento
termomecânico para a completa densificação é dependente do nível de
porosidade que pode estar presente. É reconhecido que o processo de
extrusão a quente é uma técnica de densificação significante para liga de
alumínio, podendo eliminar porosidade, possibilitar a completa compactação e
conduzir a melhorias nas propriedades mecânicas destes materiais quando
processados por CS [6].
O tratamento térmico de ligas de alumínio é freqüentemente
empregado na prática para elevar a resistência mecânica destas ligas via
endurecimento por precipitação [11]. A precipitação microestrutural eleva a
tensão de escoamento da liga pela ação dos precipitados, que atuam de
maneira a impedir o movimento das discordâncias através do material. A
acentuada resposta ao endurecimento por envelhecimento das ligas de Al–Zn–
Mg–Cu, está na maioria dos casos associados com a precipitação da fase
metaestável n’ rica em Zn e Mg e seus precursores [12,13].
Neste trabalho, utilizou-se a técnica de CS para o processamento da
liga de alumínio AA 7075, a qual subsequentemente foi extrudada e tratada
termicamente por envelhecimento, sendo sua microestrutura e suas
propriedades mecânicas caracterizadas para cada uma destas condições.
3
2 OBJETIVOS
O objetivo deste trabalho, foi o processamento da liga de alumínio AA
7075 por conformação por spray e sua caracterização microestrutural e de
propriedades mecânicas nas condições “como recebida”, conformada por spray
e extrudada e conformada por spray, extrudada e tratada termicamente,
procurando definir as condições de processamento que resultassem nos mais
altos valores de propriedades mecânicas.
4
5
3 JUSTIFICATIVA E MOTIVAÇÃO PARA O TRABALHO
As ligas de alumínio do sistema AlZnMgCu tem sido extensivamente
usadas como material estrutural na indústria aeronáutica, devido as suas
propriedades atrativas como baixa densidade, alta resistência, boa ductilidade
e tenacidade e alta resistência a fadiga. Estas ligas normalmente são
processadas pele tecnologia de fundição convencional que apesar de
consideráveis avanços, ainda impõe a elas uma série de desvantagens como
limitada solubilidade, macrosegregação, grãos grossos e fases intermetálicas
grosseiras, impossibilitando que as propriedades das mesmas alcancem os
seus limites máximos, principalmente a resistência à tração, ductilidade e
tenacidade à fratura.
Processos de solidificação rápida podem melhorar as propriedades
mecânicas destas ligas, por proporcionar elevada solubilidade sólida, redução
de macrosegregação, refinamento de grão, refinamento das fases
intermetálicas e mudanças na sua forma e distribuição, o que esta associado
às altas taxas de resfriamento impostas. Entretanto, em se tratando da
metalurgia do pó, sempre há a formação de óxidos na superfície dos pós que
permanecem mesmo após a sua consolidação, o que se traduz em fragilização
do material.
Recentemente, a conformação por spray tem atraído considerável
atenção como uma rota alternativa para o processamento de uma variedade de
materiais estruturais. Esta tecnologia metalúrgica inovativa de processamento,
mesmo apresentando taxas de solidificação inferiores a outras técnicas de
solidificação rápida tais como a metalurgia do pó (MP), metalurgicamente os
produtos processados são caracterizados por uma distribuição homogênea de
grãos finos equiaxiais, livres de macrosegregação com distribuição uniforme de
segunda fase, sendo estes produtos obtidos em uma única etapa de
processamento onde a atomização e a consolidação são realizadas
conjuntamente, o que se traduz em menores investimentos, baixos custos
operacionais e baixo custeio, conduzindo a uma significante economia. Além
6
disto, este processo é realizado sob uma atmosfera de gás inerte e portanto, o
conteúdo de óxido pode ser reduzido, melhorando assim a resistência à tração,
a ductilidade e a tenacidade à fratura dos materiais processados. Esta técnica
de processamento, é portanto, a única técnica disponível a aliar as vantagens
da solidificação rápida e da fundição convencional sem apresentar as
desvantagens inerentes a estes processos.
Investigações realizadas nas últimas décadas, tem indicado que as
ligas AlZnMgCu que são produzidas por conformação por spray, podem obter
elevadas propriedades mecânicas após tratamento termomecânico como a
extrusão a quente e aplicação posterior de tratamento térmico de
envelhecimento, sendo este comportamento associado à fina precipitação de
fases metaestáveis na matriz. Do exposto acima, justifica-se a escolha do
processo de conformação por spray para o processamento da liga AlZnMgCu
estudada neste trabalho.
7
4 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
4.1 Breve histórico da conformação por spray
A Conformação por Spray teve seu início com os trabalhos de Singer
na Universidade de Swansea, Wales, no Reino Unido no início dos anos 70
com o processo Spray Rolling [14,15,16]. Com este processo, que tinha como
princípio a atomização de um fluxo de metal líquido usando o nitrogênio como
gás de atomização e o direcionamento do spray para um par de rolos
laminadores, Singer sugeriu a produção de tiras laminadas de ligas de alumínio
diretamente do metal líquido, como uma alternativa à pratica de laminação de
lingotes obtidos por fundição convencional [15]. A Figura 4.1 representa um dos
equipamentos desenvolvidos por Singer para o desenvolvimento do processo
Spray Rolling, denominado Mark IV [8].
Figura 4.1 Ilustração esquemática do Mark IV [8].
8
No início dos anos 80, G. Brooks, A. Leatham e J Combs fundaram no
Reino Unido a Ospray metals Ltda e aproveitando as idéias de Singer
desenvolveram o processo de conformação por spray, com a finalidade de
confecção de peças pequenas e de formas simples pelo movimento de rotação
e translação de um coletor sob o spray e o forjamento subseqüente do depósito
para a consolidação na forma final, sendo o processo subseqüentemente
licenciado por esta companhia, denominado processo Ospray [14, 17, 18 ,
19].
Em 1980 no Reino Unido, a companhia Aurora Steels Ltda aplicou os
princípios da conformação por spray para a produção de aços ferramenta de
alta liga, resultando no desenvolvimento da técnica conhecida como deposição
por spray controlada (DSC), a qual consistia na atomização de um fluxo de
metal com a projeção e colisão das gotas líquidas a alta velocidade contra um
substrato frio, gerando taxas de resfriamento da ordem 10
3
Ks
-1
[20].
No final dos anos 80, estudos realizados por Lavernia e Grant
resultaram no desenvolvimento de um processo similar ao processo de
conformação por spray, denominado processo de compactação dinâmica
líquida (CDL) [21,22]. Neste processo, um fluxo de metal líquido é atomizado
por um gás inerte sob alta pressão, gerando gotas extremamente finas e
rapidamente resfriadas, sendo estas depositadas em um substrato horizontal
ou inclinado e estacionário ou rotativo. Os atomizadores usados neste
processo são dos tipos “Queda Livre, Confinado ou Ultra-sônico” [15].
Em 1997, Kevin McHugh no Idaho National Engineering and
Environmental Laboratory (INELL) nos Estados Unidos, desenvolveu um novo
processo de conformação por spray denominado processo de solidificação
rápida para fabricação de ferramentas, RSP Tooling, que possibilita a
fabricação de componentes mecânicos ou ferramentas (matrizes) na sua forma
final, livre de tratamentos mecânicos ou térmicos posteriores [19].
9
4.2 Processo de conformação por spray
O processo de conformação por spray, consiste na fusão de uma
carga metálica contida em um forno de indução sob atmosfera inerte ou ao ar,
que é superaquecida a uma temperatura especifica acima da temperatura
líquidus da liga (Tliq). Ao ser atingida esta temperatura, inicia-se a vazão de
gás inerte através do “atomizador” a uma pressão predeterminada e
simultaneamente é dado início ao vazamento do metal líquido do tundish
através do bocal de vazamento de metal, situado concêntrico ao atomizador,
para realização da atomização. O fluxo de metal líquido ao passar na zona de
“atomização”, desintegra-se em um spray de pequenas gotas pela ação do gás,
atomizando assim o metal [19,23].
Após a atomização do metal líquido, as gotas são aceleradas pelo gás
em direção a um substrato, que pode ser confeccionado de diferentes materiais
e apresentar diferentes formas, situado abaixo da zona de “atomização” a
distâncias pré-determinadas do atomizador. Durante este trajeto, as gotas são
resfriadas a taxas muito altas e variáveis de acordo com o tamanho das
mesmas, resultando numa combinação de gotas líquidas, sólidas, e semi-
sólidas que são depositadas no substrato, formando um depósito coerente e
com a geometria da peça desejada, a qual é função da configuração
geométrica do substrato e do movimento relativo entre este e o cone de
“atomização” [9]. A Figura 4.2 ilustra esquematicamente o processo de
Conformação por Spray.
10
Figura 4.2 Ilustração esquemática do processo de conformação por spray [9].
4.2.1 Vantagens, desvantagens e aplicações
A conformação por spray apresenta uma série de vantagens e dentre
estas pode-se citar: obtenção de componentes na forma definitiva ou próximo
desta, poucas etapas de processamento, tempo de fabricação reduzido,
obtenção de produtos com microestrutura refinada e distribuição uniforme de
grãos, livre de macrosegregação e baixo conteúdo de óxido, podendo
apresentar propriedades mecânicas e de desgaste superiores, processamento
de materiais compósitos, fabricação de produtos com diferentes formas tais
como: tarugos, tubos, chapas, discos, além da possibilidade de processamento
de uma grande variedade de materiais ferrosos e não ferrosos e dentre estes,
aqueles não processados ou de difícil processamento por fundição
11
convencional, traduzindo-se assim em um processo de excelente custo-
benefício [24, 25, 26].
Entre as desvantagens da conformação por spray pode-se citar: Os
materiais processados apresentam um certo percentual de porosidade, há
sempre uma certa perda de material através das gotas que não impactam com
a superfície do substrato ou daquelas que impactam mais não aderem,
gerando assim o denominado overspray, perdas por usinagem de
componentes obtidos fora da especificação dimensional, os custos de
processamento são relativamente altos e a eficiência de processamento é
baixa [26,27].
Quanto as aplicações, as ligas e os materiais compósitos obtidos por
conformação por spray apresentam uma larga faixa de aplicações nas
indústrias automotiva, aeroespacial, elétrica e eletrônica, sendo também
aplicados como materiais para mancais e componentes para aplicações
tribológicas [26, 28, 29].
4.2.2 Parâmetros de processamento
Os parâmetros de processo na conformação por spray se dividem em
dois tipos: os parâmetros de processo denominados independentes e os
denominados dependentes. Os parâmetros independentes podem ser
controlados durante o processamento e apresentam uma grande influência no
comportamento metalúrgico dos produtos sprayformados e entre estes, os de
maior influência neste comportamento são [30, 31]:
Superaquecimento do metal líquido (ºC);
Vazão mássica de metal (m
3
s
-1
);
Pressão do gás de atomização (MPa);
12
Distância atomizador substrato (mm);
Movimentação e orientação do substrato.
Os parâmetros de processo denominados dependentes, são afetados
em grande parte pelos parâmetros independentes e são pré-selecionados não
podendo ser modificados durante o processamento, sendo estes [9,31] :
O tipo do gás de atomização;
O diâmetro do bocal de vazamento de metal;
O tipo do atomizador;
O material do substrato.
O controle destes parâmetros de processamento influencia
diretamente o comportamento da consolidação do material durante deposição e
sua microestrutura resultante, o que esta relacionada com o estado do spray
durante a deposição e o estado da superfície de deposição. Se a quantidade
de sólido no spray e/ou superfície de deposição é excessivamente alta ou
extremamente baixa, ter-se-á condições de processamento similares à
metalurgia do pó sem a formação do depósito ou à fundição convencional.
Portanto, os parâmetros de processamento deverão ser controlados, para que
se tenha uma mistura ótima de gotas líquidas, semi-sólidas e sólidas e
obtenção de um depósito com as características correspondentes à
conformação por spray [9,32].
4.2.3 Comportamento do spray de gotas atomizadas
O comportamento do spray de gotas atomizadas é ditado pela sua
porcentagem de líquido antes da deposição, pela distribuição de tamanho das
suas gotas e pela velocidade das mesmas [31, 33]. A fração de líquido no
13
spray antes do impacto com a superfície de deposição, deve ser otimizada para
que a consolidação das gotas durante deposição ocorra de maneira satisfatória
[19]. Esta fração otimizada de líquido no spray, pode ser conseguido pelo
controle da distância atomizador substrato. Um aumento desta distância
provoca uma redução da porcentagem de líquido no spray e inibe a formação
de uma camada líquida na superfície de deposição, resultando em um depósito
poroso. Quando esta distância é reduzida, o gás de atomização que atua
extraindo calor do spray tem pouco tempo para interatuar com este, de modo
que uma alta fração das gotas encontra-se completamente líquidas, resultando
em uma camada espessa de líquido na superfície de deposição. Este fato, gera
um depósito com estrutura similar àquela produzida por fundição convencional
[9,34]. O superaquecimento do metal líquido é outro parâmetro que afeta a
quantidade de líquido no spray, pois quanto menor o valor do
superaquecimento menor será esta quantidade de líquido em qualquer
distância de vôo [30].
A relação gás/metal é também um importante parâmetro no controle
da taxa de resfriamento do spray, pois um aumento nesta relação proporciona
um spray com uma maior fração sólida em qualquer distância de vôo. Este fato
esta associado a um menor tamanho das gotas e a uma maior quantidade de
gás disponível para resfriar o spray. Esta relação gás/metal pode ser
controlada pela seleção de diferentes combinações de pressão do gás de
atomização, diâmetro do bocal de vazamento de metal e diâmetro do bocal de
saída de gás no atomizador. Um aumento na pressão do gás de atomização
resulta na diminuição do diâmetro das gotas e na redução do percentual de
líquido no spray [19,35]. Em se tratando do tipo de gás, se o argônio for usado
para a atomização ao invés do nitrogênio, o coeficiente de transferência de
calor decresce devido a menor difusividade térmica do gás, decrescendo assim
a taxa de resfriamento do spray [30,31]. A Figura 4.3, mostra
esquematicamente as etapas de fusão e vazamento; atomização e vôo das
gotas atomizadas e a deposição destas no substrato no processo de
conformação por spray.
14
Figura 4.3 Representação esquemática das etapas de fusão e vazamento;
atomização e vôo das gotas atomizadas e suas deposições no
substrato no processo de conformação por spray [9].
4.2.4 Comportamento da superfície de deposição das gotas atomizadas
O comportamento da superfície de deposição durante a conformação
por spray, é caracterizado pelo percentual de líquido no topo da superfície do
depósito, sendo este percentual controlado pelas condições térmicas médias
Distância de Vôo
Superfície deposição
15
desta superfície, cujas condições térmicas pode situar-se em um dos regimes
térmicos abaixo [15]:
a) Se a taxa de extração de calor no substrato for menor que o
fornecimento de calor na superfície superior de deposição, as gotas individuais
contendo líquido que chegam nesta superfície, não solidificam antes da
chegada das próximas gotas. Este fato promove a formação de um filme líquido
contínuo no topo do depósito, o que reduz a porosidade e proporciona um
depósito com uma microestrutura refinada e equiaxial.
b) Se a taxa de extração de calor no substrato for maior que o
fornecimento de calor na superfície de deposição ou topo do depósito, as gotas
individuais contendo líquido que chegam nesta superfície, solidificam antes da
chegada das próximas gotas. Neste caso, a estrutura resultante pode
apresentar uma quantidade considerável de porosidade devido ao insuficiente
preenchimento dos interstícios.
O calor na superfície superior do depósito é extraído de duas
maneiras: Por condução do calor através do substrato e por resfriamento desta
superfície pelo gás de atomização. Quando as primeiras gotas chegam ao
substrato, a taxa de extração de calor é mais alta que a taxa de fornecimento
de calor para o substrato, o que é explicado pelo fato de que apenas um fino
depósito, completamente aderente ao substrato é formado. O resultado é uma
taxa de resfriamento muito alta, que gera uma zona coquilhada na superfície
inferior do depósito, com a formação de uma microestrutura de granulação
muito fina e um percentual alto de porosidade, sendo isto associado a ausência
de líquido para acomodar a contração de solidificação. A medida que o
depósito cresce, a aderência do substrato diminui e a taxa de extração de calor
cai, o que produz uma menor taxa de resfriamento, levando para a formação de
grãos equiaxiais mais grosso na região central do depósito. Além disto, quando
o depósito se torna mais espesso, a fração de líquido na sua superfície
superior aumenta e o percentual de porosidade diminui. Entretanto, a taxa de
resfriamento desta superfície pelo gás de atomização se torna mais acentuada
devido a sua aproximação do atomizador, resultando na geração de grãos
16
equiaxiais mais finos [9,31,36]. O mecanismo acima descrito pode ser
compreendido pela observação da Figura 4.3.
4.2.5 Mecanismos de solidificação na conformação por spray
A solidificação na conformação por spray ocorre em dois estágios. No
primeiro estágio, a maioria do material atomizado (50 a 70%) solidifica
rapidamente durante o vôo das gotas. O segundo estágio ocorre na superfície
de deposição onde a estrutura dendrítica das gotas parcialmente solidificadas é
fragmentada durante impacto e ocorre a solidificação do líquido remanescente.
Em contraste com o primeiro estágio, o qual apresenta taxa de resfriamento
alta, o segundo estágio é caracterizado por uma taxa de resfriamento
relativamente baixa [37].
Após a atomização, o spray contém gotas de diferentes tamanhos que
são resfriadas pelo gás de atomização durante o vôo, onde a taxa de
resfriamento das gotas menores é mais alta que a das gotas maiores por causa
da maior relação área superficial para o volume [30]. Fragmentação dendrítica
ocorre quando as gotas que solidificaram parcialmente durante o vôo,
impactam em alta velocidade na superfície do depósito em crescimento. As
gotas finas pré-solidificadas, os fragmentos dendríticos e as gotas grossas e
completamente líquidas, são incorporadas ao conteúdo sólido/líquido na
superfície do depósito. Portanto, esta superfície consistirá de uma mistura de
fragmentos dendríticos, partículas solidificadas e metal líquido [34,38], com a
sua solidificação provavelmente surgindo dos fragmentos dendríticos
remanescentes, que proporcionam alta densidade de sítios de nucleação no
líquido ou das partículas pré-solidificadas durante o vôo que foram
incorporadas a esta superfície durante impacto. Solidificação rápida ocorre por
resfriamento convectívo, causado pelo gás de atomização relativamente frio,
quando este flui sobre a superfície do depósito em crescimento. A turbulência
que resulta do momento mecânico transferido pelas gotas em alta velocidade
17
para a superfície do depósito, fornece homogeneidade local em termos de
temperatura e composição. Isto resulta em morfologia equiaxial, que é
caracterizada por grãos esféricos e não dendríticos [18]. Outro mecanismo
possível para geração de grãos equiaxiais, é uma reação de recristalização no
estado sólido no depósito durante e após deposição. Neste caso, as tensões
térmicas geradas durante a solidificação fornecem a força motriz para a reação
[15].
4.2.6 Formação e controle de porosidade na conformação por spray
A porosidade constitui uma indesejável característica microestrutural
freqüentemente associada aos produtos obtidos via CS e pode chegar a 20%
em volume [9]. As conseqüências desse tipo de problema podem degradar as
propriedades do material, especialmente a elevadas temperaturas. Processos
de conformação tais como extrusão, laminação e forjamento deverão ser
aplicados ao material para elevar a sua densidade. Tal fato restringe a
aplicabilidade da CS como um processo de fabricação near-net-shape [39].
Pesquisas tem sido realizadas em busca de um entendimento dos
mecanismos de formação de porosidade e determinar maneiras para decrescer
o seu nível, através de ajustamentos dos parâmetros de processo por meios
experimentais [40, 41, 42], por modelamento matemático [39] ou por outras
alternativas.
A conclusão destas pesquisas foi a proposta de três mecanismos de
formação de porosidade [23, 27, 30].
Líquido insuficiente para preencher os poros entre partículas:
Este mecanismo é observado quando uma camada depositada
solidifica antes da chegada da próxima camada e se manifestando como poros
18
não esféricos interconectados, podendo localizar-se na superfície inferior do
depósito ou entre camadas individuais. Este problema pode ser amenizado
usando substrato de material refratário (devido a sua baixa condutividade
térmica), ou pré-aquecendo o substrato e ajustando adequadamente a sua
movimentação [43,19].
Aprisionamento de gases:
É um fenômeno inerente ao processo e ocorre durante os estágios de
atomização ou deposição, não podendo ser evitado se o gás de atomização for
insolúvel na liga. No entanto, se o gás pode ser dissolvido completamente na
liga, pela reação com os elementos de liga presentes, um depósito
completamente denso pode ser conseguido. Em comparação com a metalurgia
do pó, a conformação por spray apresenta a vantagem de um mais baixo nível
de oxigênio e hidrogênio, como resultado do curto tempo de interação entre as
gotas líquidas no spray e a atmosfera circundante [9].
Contração de solidificação:
É um fenômeno associado a baixas velocidades de solidificação e
portanto, decréscimo no volume molar. Se for possível impor condições onde
exista uma quantidade excessiva de fração líquida na superfície de deposição,
este mecanismo passa a exercer um papel significativo na formação de
porosidade [9].
Pode-se concluir que a formação de porosidade durante a CS, é
influenciada por fatores como parâmetros de processo, propriedades
termodinâmicas dos materiais, propriedades termodinâmicas dos gases, além
de considerações relativas ao projeto do equipamento [44]. Portanto, a
influência destes fatores deve ser avaliada, para se determinar às condições
ótimas para a geração do nível de porosidade mais baixo possível no material
depositado [39].
Quando as condições da CS são controladas, a densidade dos
produtos obtidos pode chegar a 99% de sua densidade teórica [19].
19
5 ALUMÍNIO E SUAS LIGAS
O Alumínio e suas ligas constituem uma gama de materiais metálicos
dos mais versáteis, econômicos e atrativos para uma vasta série de aplicações.
Sua aplicação como metal estrutural só é menor que a dos aços. O alumínio
possui uma densidade de 2,7 g/cm³, aproximadamente 1/3 da do aço, o que
somado à sua elevada resistência mecânica o torna bastante útil na construção
de estruturas móveis, como veículos terrestres e aeronaves. Além disto, o
alumínio não é ferromagnético, possui elevadas condutividades térmica e
elétrica, é atóxico, apresenta alta resistência à oxidação progressiva e com
determinados tratamentos e/ou elementos de liga se torna resistente à
corrosão em meios mais agressivos [45].
A Aluminum Association, Inc. (AA), adotou um sistema de classificação
para as ligas de alumínio denominado “The Aluminum Association Alloy and
Temper Designation System”, que as designa por séries e divide-as em duas
classes principais: Ligas de fundição e ligas trabalháveis mecanicamente,
sendo este sistema o mais aceito internacionalmente [46,47,48] e o adotado
pela ABNT como referência no Brasil, através da norma NBR 6834. A Tabela
5.1, a partir das referências [45,46,47,48], mostra este sistema de classificação.
Tabela 5.1 Classes das ligas de alumínio de acordo com sua composição química
(AA)
Séries
Elemento
Liga
Majoritá
rios
Ligas Trabalháveis
Mecanicamente
(AA)
Séries
Elemento
Liga
Majoritários
Ligas de
Fundição
Sistemas de Ligas
Sistemas de
ligas
1xxx
Al comercial
---------------------
1xx.x
Al comercial
---------------------
2xxx
Cu
Al-Cu e Al-Cu-Mg
2xx.x
Cu
Al-Cu e Al-Cu-Mg
3xxx
Mn
Al-Mn, Al-Mn-Mg
3xx.x
Si,Mg,Cu
Al-Si-Mg, Al-Si-Cu
4xxx
Si
Al-Si
4xx.x
Si
Al-Si
5xxx
Mg
Al-Mg
5xx.x
Mg
Al-Mg
6xxx
Mg,Si
Al-Mg-Si
6xx.x
Não existe
Não existe
7xxx
Zn
Al-Zn, AlZnMg,
AlZnMgCu
7xx.x
Zn
Al-Zn
8xxx
Sn,Li,Fe,Cu
Al-Li , Al-Fe......
8xx.x
Sn
Al-Sn
20
5.1 Ligas trabalháveis mecanicamente
As ligas trabalháveis são aquelas na qual a forma final do produto é
obtida pela transformação de um semi-manufaturado (chapa, vergalhão, perfil,
etc.) ou pela transformação mecânica à frio ou a quente do metal líquido
solidificado (tarugo ou placa) [48].
As ligas trabalháveis mecanicamente podem ser classificadas quanto
aos seus mecanismos de resistência, em tratáveis e não tratáveis
termicamente. As ligas tratáveis termicamente se caracterizam pela variação
da resistência mecânica ser controlada através de tratamento térmico. Para o
caso das ligas não-tratáveis termicamente, o mecanismo de variação de
resistência mecânica é baseado no endurecimento por solução sólida ou
dispersão e melhorada através de endurecimento por deformação à frio
(encruamento) [45].
Entre as ligas não tratáveis termicamente encontram-se as das séries
1xxx, 3xxx, 4xxx, 5xxx e algumas ligas das séries 7xxx e 8xxx. A grande
maioria das propriedades apresentadas por algumas destas ligas, resultam da
presença de elementos tidos como impurezas e para outras, pela adição de
elementos microligantes tais como: Cr, Fe, Mg, Mn, Si e Zn como elementos
majoritários e outros tais como o Cu, tidos como elementos secundários. As
ligas tratáveis termicamente encontram-se nas séries 2xxx, 6xxx, 7xxx e
algumas ligas das séries 4xxx e 5xxx. Estas ligas contém um ou mais dos
seguintes elementos: Cu, Mg, Si e Zn que apresentam alta solubilidade no
alumínio a alta temperatura e pequena solubilidade em baixa temperatura,
característica esta primordial ao tratamento térmico de endurecimento por
precipitação. Além destes elementos, podem estar presentes nestes tipos de
ligas o Mn, Cr e/ou Zr que são adicionados para retardar ou prevenir a
recristalização [47].
A aplicação destas ligas vai desde carrocerias de ônibus e furgões,
utensílios domésticos, embarcações, calhas, forros, construção civil e
fachadas, até fins mais específicos como equipamentos para a indústria
21
alimentícia, química e de bebidas, além de confecção de peças sujeitas aos
mais elevados esforços mecânicos na indústria aeronáutica, militar, máquinas e
equipamentos, moldes para injeção de plástico e estruturas [49].
Este vasto campo de aplicações desta classe de ligas, dá-se em
função de um conjunto de propriedades que abrange desde excelentes
condutividades térmica e elétrica, resistência à corrosão e elevada resistência
mecânica até boa usinabilidade e conformabilidade, dependendo da série da
liga considerada [50].
5.2 Ligas de fundição
As ligas de alumínio fundidas são as mais comuns e versáteis ligas de
fundição e apresentam boa fundibilidade. As principais características de
fundibilidade destas ligas são: boa fluidez para preenchimento de seções finas,
baixo ponto de fusão, rápida troca de calor entre o metal líquido e o molde, o
hidrogênio é o único gás com considerável solubilidade, baixa retração térmica
e tendência ao trincamento à quente, estabilidade química e bom acabamento
da superfície fundida [51].
Estas ligas são reforçáveis pelos mesmos mecanismos que as ligas
trabalháveis mecanicamente (exceto por endurecimento por deformação a frio)
e são analogamente classificadas em ligas não tratáveis e tratáveis
termicamente. A grande diferença entre elas, consiste no teor de Si e Cu
comumente mais elevado nas ligas de fundição, que resulta em um volume
substancial de segundas fases grosseiras e normalmente frágeis e/ou
concentradoras de tensão, detrimentais para as propriedades mecânicas das
ligas. Ligas fundidas de alumínio devem conter além de elementos de reforço,
quantidades suficientes de elementos formadores de eutético (geralmente o
22
silício), que aumenta a fluidez e suplanta a contração que ocorre nos fundidos
[52].
As aplicações destas ligas vão desde equipamentos para indústrias
químicas e de alimentos, condutores elétricos, utensílios domésticos, moldes
para artefatos de borracha, acessórios ornamentais de máquinas e
equipamentos e componentes arquiteturais anodizados até componentes
mecânicos submetidos a elevadas tensões na engenharia de aviação, marítima
e de transporte, componentes complexos e peças estruturais tensionados,
peças fundidas com seções finas como cabeçote de cilindros, corpo de
válvulas, blocos de motores, camisa de água, união para mangueiras,
acessórios para indústria de máquinas, construção civil, componentes de
aviação e de mísseis, embarcações, entre outros [53].
5.3 Procedimentos para elevação da resistência mecânica de ligas de
alumínio
A elevação da resistência mecânica das ligas de alumínio pode se dar
através de dois procedimentos: endurecimento por trabalho mecânico a frio ou
endurecimento por precipitação.
Endurecimento por trabalho mecânico a frio: este procedimento de
endurecimento é aplicado às ligas de alumínio dúcteis não tratáveis
térmicamente (séries 1xxx, 3xxx (Al-Mn), 4xxx (Al-Si) e 5xxx (Al-Mg)). Ele
ocorre pela movimentação das discordâncias em sistemas de deslizamentos
concorrentes nos grãos em deformação e subseqüente interação destas,
gerando arranjos emaranhados de discordâncias, que dificultam a passagem
de novas discordâncias geradas, tornando assim, os grãos mais resistentes à
deformação e elevando com isto, a resistência mecânica da liga [54].
23
Endurecimento por precipitação: neste procedimento, o endurecimento
ocorre pela precipitação de uma nova fase durante o processo de
envelhecimento. Isto ocorre pela dissolução na fase predominante de segundas
fases grosseiras existentes na estrutura, quando o material é aquecido a
temperaturas em torno de 500°C (para o caso de ligas de alumínio). Neste
caso, os elementos de liga são postos em solução sólida, sendo então o
material resfriado em água à temperatura ambiente, congelando este
comportamento e ficando o mesmo em uma condição de instabilidade. Nesta
condição, os elementos de liga tendem a sair da solução formando precipitados
que bloqueiam a mobilidade das discordâncias e endurecem o material. Este
fenômeno da precipitação denominado envelhecimento, pode ocorrer quando o
material solubilizado permanece por um longo tempo a temperatura ambiente
(envelhecimento natural) ou quando o mesmo é aquecido na faixa de
temperaturas entre 120°C a 200°C (envelhecimento artificial) [55].
Se o material for aquecido acima da temperatura apropriada para o
envelhecimento artificial, ele sofrerá superenvelhecimento e crescimento dos
precipitados, com conseqüente queda de dureza e resistência mecânica. Isto
ocorre, porque os grandes precipitados ficam distanciados uns dos outros
possibilitando a mobilidade das discordâncias, acontecendo o contrário do que
ocorre quando da existência de finos precipitados oriundos do envelhecimento
artificial [56].
5.4 Ligas de alumínio da série 7xxx
Nos primórdios do desenvolvimento das ligas de alumínio, o sistema
binário Al-Zn foi tido como promissor. Realmente a solubilidade do Zn no Al é
grande em alta temperatura e decresce para em torno de 2% à temperatura
ambiente e devido a isto, este sistema foi aceito como apresentando boa
24
capacidade de endurecimento por precipitação. Entretanto, a extensão do
endurecimento foi relativamente baixa porque os precipitados formados foram
essencialmente Zn puro, resultando em um limitado endurecimento da liga [57].
A combinação de Mg e Zn em Al gerou o sistema ternário (AlZnMg),
que em associação com Cr, Cu e Mn possibilitou o surgimento de uma nova
classe de ligas tratáveis termicamente, algumas das quais desenvolvendo as
mais altas resistências entre todas as ligas de alumínio. Esta alta resistência,
resulta de uma combinação de elementos que apresentam uma alta
solubilidade sólida no alumínio e uma alta característica de proporcionar
endurecimento por precipitação [47]. A interação preferencial entre pequenos
átomos de Zn e grandes átomos de Mg, envolvendo alguns agrupamentos
atômicos (clustering) e redução de energia de deformação da rede, joga um
importante papel no processo de decomposição e precipitação durante
envelhecimento, elevando assim a dureza da liga [57].
A associação de Zn, Mg e Cu com o Al gerou o sistema quaternário
AlZnMgCu, cujas ligas apresentam alta relação resistência/peso e alta
resistência mecânica combinada com alta ductilidade, sendo por isto utilizadas
em estruturas que operam em condições de carregamento severo e devam
apresentar alta margem de segurança, como na fabricação de aviões e
foguetes espaciais, embora possam ser susceptíveis à fratura por corrosão sob
tensão, principalmente quando elementos de liga como cromo, manganês e
zircônio estiverem presentes na composição da liga. Tratamento térmico de
envelhecimento por tempos prolongados, aumenta a resistência e reduz a
possibilidade de trincamento por corrosão sob tensão [58].
Estas ligas possuem geralmente alto conteúdo de soluto e exibem alta
resposta ao endurecimento por envelhecimento influenciado pelo Zn e o Mg. A
adição de Cu é considerada favorável na elevação da resistência e na
minimização de trincas por corrosão sob tensão [59]. Entretanto, o Cu contribui
para formação de fases de baixo ponto de fusão na soldagem, tornando as
ligas não soldáveis pelos processos convencionais [60].
As propriedades mecânicas destas ligas, como vimos, são
dependentes da composição química, principalmente do conteúdo total de
25
Zn+Mg e da relação Zn/Mg na presença de Mn, Cr, Zr e impurezas como Fe e
Si, e da microestrutura (tipo e morfologia, distribuição e percentual volumétrico
de fases intermetálicas e textura) como resultado de tratamentos
termomecânicos e térmicos [58].
As características das ligas dos sistemas ternário e quaternário
(AlZnMg, AlZnMgCu), são influenciadas pela solubilidade sólida dos elementos
de liga na matriz de alumínio e fases dispersas nesta. Nas ligas comerciais do
sistema ternário, as fases em equilíbrio com a matriz rica em alumínio são: a
fases η que pode variar em composição de MgZn2 a Mg4Zn7Al, a T (Al2Mg3
Zn3) e a β (Al3Mg5) que só aparece quando o teor de magnésio é superior ao
de Zn. Para as ligas do sistema quaternário AlZnMgCu, onde o Zn é o principal
elemento de liga e o teor de Mg é superior ao de Cu, as fases presentes são: a
fase η cuja composição varia de MgZn2 a AlCuMg e recebe denominação
Mg(Al,Cu,Zn)2, a fase T que varia de Al2Mg3Zn3 a Al6CuMg4 sendo
designada como Mg3(Al,Cu,Zn)5 e a fase S (Al2CuMg). A fase CuAl2 surge se
o teor de Cu for superior ao de Mg [47]. A formação das fases Al2Mg3Zn3 e/ou
MgZn2 pelo tratamento térmico de envelhecimento, proporciona o
endurecimento e é controlada pelos percentuais dos elementos Zn e Mg [60].
Nestas ligas, o Cr presente reage com o alumínio e o magnésio e
forma o dispersóide incoerente Al12Mg2Cr, que mantém a estrutura direcional
dos grãos desenvolvidos durante conformação mecânica e previne crescimento
de grãos recristalizados quando do tratamento térmico [60]. Zr pode substituir o
Cr e/ou Mn e formar dispersóide coerente insolúveis Al3Zr durante fundição e
tratamento de homogeneização, o qual minimiza a sensitividade ao quench e
impedem a movimentação de contornos de grãos e subgrãos inibindo
recristalização durante recozimento [59]. Cu acima de 1% age no processo de
precipitação, decrescendo a coeerência do precipitado metaestável η' durante
envelhecimento e reduzindo a sua atividade eletroquímica, melhorando a
resistência à corrosão [60].
Sendo a liga 7075 a adotada no presente trabalho, é conveniente
descrever o seu comportamento estrutural em determinadas condições de
tratamento. As fases presentes na liga como fundida são: Al12(Fe,Cr)3Si e
26
Mg2Si ou variantes destas e um pseudo eutético de composição
Mg(Zn,Cu,Al)2. Tratamento térmico posterior transforma as fases ricas em ferro
em Al7Cu2Fe. A fase Mg2Si é relativamente insolúvel e tende a esferoidizar,
enquanto a fase Mg(Zn,Cu,Al)2 se dissolve e concomitantemente há a
precipitação de Al2CuMg de difícil dissolução. O cromo precipita como
dispersóides Al18Cr2Mg8 e concentra-se nas regiões dendríticas primárias. A
solubilização da liga gera as fases Al7Cu2Fe, Al12(Fe,Cr)3Si e Mg2Si e o
dispersóide Al18Cr2Mg8. Em estruturas trabalhadas a quente, regiões não
recristalizadas são formadas por rede de subgrãos finos com contornos
decorados por precipitados endurecedores. Os dispersóides inibem a
recristalização, mas favorecem a formação de subgrãos [47].
As boas propriedades mecânicas (em particular a tensão de
escoamento) apresentadas por estes sistemas de ligas, estão associadas ao
endurecimento por precipitação de fases estáveis e metaestáveis advindo dos
tratamentos térmicos de solubilização e envelhecimento. Para entender melhor
este comportamento, é necessário conhecer os processos de decomposição da
solução sólida isto é, os modos e estágios de precipitação [61].
5.5 Processos de decomposição de solução sólida em ligas de alumínio
da série 7000.
5.5.1 Precipitação homogênea
A sequência de precipitação nas ligas AlZnMg depende fortemente do
histórico do material, que inclui condições do resfriamento brusco,
envelhecimento natural e tratamento térmico adicional [62].
Quando o tratamento é realizado por resfriamento brusco, direto para a
temperatura de envelhecimento artificial após solubilização, acontecerá uma
27
precipitação direta e a decomposição da solução sólida supersaturada (SSS)
ocorrerá por uma das seguinte maneira: Se a temperatura de envelhecimento
estiver na faixa entre 20°C e 100°C, a decomposição da solução sólida
supersaturada (SSS) ocorrerá por formação de zonas de Guinier-Preston ou
zonas GP [63]. Se estiver na faixa de 120°C e 170°C ocorrerá a precipitação
preferencial de fase η' e na faixa entre 170°C e 250°C ocorrerá a nucleação e
crescimento da fase de equilíbrio η [64].
Em se tratando do envelhecimento realizado por resfriamento brusco
para a temperatura ambiente (envelhecimento natural), seguido do
aquecimento para uma temperatura específica e posterior envelhecimento
artificial nesta temperatura, o processo de decomposição tona-se muito mais
complexo, sendo este o procedimento adotado na indústria. Os benefícios
deste tipo de tratamento em relação ao anteriormente especificado, é que para
o caso anterior o resfriamento brusco direto para a temperatura de
envelhecimento artificial, leva à precipitação de partículas grosseiras das fases
η' ou η que não possibilitam o eficiente fortalecimento do material, enquanto
que no caso presente, haverá a geração de uma alta densidade de finos
precipitados, que elevam a resistência mecânica da liga. Este fato é atribuído
ao efeito do resfriamento brusco e à influência no processo de nucleação de
precipitados, das vacâncias geradas durante solubilização, que são congeladas
por este resfriamento [59].
A sequência de precipitação homogênea reportada na literatura para
este último processo de envelhecimento, quando aplicado a ligas de alumínio
com alta relação Zn/Mg, é dada como descrita abaixo [65,66]:
Solução Sólida Supersaturada (SSS)→Zonas de Guinier-Preston
(GP)→Fase metaestável η’ → Fase de equilíbrio η.
Onde:
As zonas de Guinier Preston (Zonas GP) se formam a baixas
temperaturas e são completamente coerentes com a matriz. Sua forma é tida
28
como esférica e sua composição depende da relação Zn/Mg da liga, sendo de
difícil determinação, devido suas reduzidas dimensões [67].
A fase η’ é responsável normalmente pela alta resistência das ligas
AlZnMg e por sua pronunciada resposta ao endurecimento por tratamento
térmico [68]. É senso comum que as partículas de precipitados η' se
apresentem em forma de plaquetas, sendo metaestável e com interface
semicoerente com a matriz de alumínio e geralmente se formam e crescem a
temperaturas entre 100°C e 150°C [69]. A composição da fase η' é tida como
equivalente a da fase η (MgZn2), embora exista controvérsias. É consenso que
esta fase tenha um significante déficit em Zn em relação a composição MgZn2
originalmente proposta [70]. Entretanto, é difícil avaliar a composição desta
fase, visto que a composição do precipitado é esperado variar durante o
processo de envelhecimento [71].
A fase η (precipitado de Equilíbrio) é estável e apresenta interface
incoerente com a matriz, possui estrutura hexagonal sendo sua composição
tida como MgZn2 [67].
Zonas GP, formadas a baixas temperaturas após resfriamento brusco
(tipicamente à temperatura ambiente), podem atuar como sítios de nucleação
para precipitados mais estáveis. Vacâncias congeladas pelo resfriamento
brusco tem se mostrado influenciar na taxa de formação de zonas GP, por
acelerar o processo de difusão e possivelmente auxiliar sua nucleação [72].
Se um pré-envelhecimento for realizado por um longo tempo a baixa
temperatura, o processo de decomposição de zonas GP se torna
predominante. No caso de um rápido pré-envelhecimento, não haverá
formação de zonas GP [57]. Geralmente, os tratamentos térmicos industriais
envolvem um longo pré-envelhecimento à temperatura ambiente, para formar
grande quantidade destas zonas.
Quando a temperatura é elevada da temperatura de pré-
envelhecimento para a de envelhecimento artificial, ocorre a dissolução das
zonas GP, podendo esta ser apenas parcial, e neste caso as zonas não
dissolvidas podem atuar como sítios para a nucleação da fase η' [73]. Quando
a temperatura de envelhecimento é alta o suficiente, ocorre a dissolução total
29
de zonas GP. A despeito desta completa dissolução, o envelhecimento pode
ainda resultar em uma fina distribuição de partículas η'. Neste caso, é
assumido que flutuações de concentrações ricas em Zn e Mg deixadas pelas
zonas GP joguem importante papel na formação da fase η'.
Pouco se conhece a respeito da transição da fase η' para a fase η.
Tem sido proposto entretanto, que a transformação de η' para η ocorra
preferencialmente nos precipitados η' e progrida espontaneamente ao invés de
ocorrer por meio de dissolução e precipitação [74].
5.5.2 Precipitação heterogênea
O comportamento microestrutural nos contornos dos grãos, pode se
apresentar de dois modos característicos: precipitados nucleados
heterogeneamente nos contornos dos grãos e zonas livre de precipitados.
Ambas condições microestruturais, são de importância relevante no
mecanismo de fratura em ligas endurecidas por precipitação [75].
Park [76] , estudou o comportamento microestrutural em contornos de
grão de alto e baixo ângulo em estruturas laminadas e extrudadas, sendo os
precipitados identificados como de fase η para os dois tipos de contornos. Nos
contornos de alto ângulo foi observada grande quantidade de precipitados com
morfologia em forma de plaquetas e nos contornos de baixo ângulo pequena
quantidade de grossos precipitados, indicando que houve precipitação prévia
provavelmente durante resfriamento brusco.
A formação de zonas livres de precipitados, geralmente tem sido
atribuído ao decréscimo de soluto ou de vacâncias. Raghavan [77] estudou e
caracterizou a formação destas zonas em ligas AlZnMg e explicou a formação
destas como descrito seguir:
30
Durante o estágio inicial de resfriamento brusco a partir da temperatura
de solubilização, um perfil de concentração de vacâncias é
desenvolvido próximo dos contornos dos grãos, com estes atuando
como sorvedores destas vacâncias.
Durante envelhecimento natural à temperatura ambiente, quando uma
concentração crítica de vacâncias é necessária para nuclear zonas
GP, estas não se formarão na vizinhança dos contornos dos grãos.
Durante subseqüente envelhecimento, devido a ausência de zonas GP
que normalmente fornece sítios de nucleação para formação de fases
η' ou η, não ocorrerá formação de precipitados endurecedores.
Devido a difusão de soluto para o interior dos grãos, os precipitados no
limite das zonas livres de precipitação engrossam e do mesmo modo, os
precipitados nos contornos dos grãos crescem pela difusão de soluto para esta
região. Este processo ocorrerá até a concentração de soluto da matriz ficar
uniforme em toda extensão das zonas livres de precipitados.
5.5.3 Precipitação em discordâncias
A precipitação em discordâncias foi investigada por Deschamps [78]
quando estudou a influência de pré-deformação nas propriedades mecânicas.
Ele verificou que discordâncias são sítios favoráveis para precipitação e
caminhos para difusão (em curto-circuito) de solutos, o que resulta em uma
mais rápida precipitação de precipitados estáveis grosseiros em discordâncias.
Por outro lado, a interação entre discordâncias e solutos, resulta em uma zona
empobrecida em soluto ao redor das discordâncias.
Portanto, uma menor fração de soluto estará disponível para
precipitação. Discordâncias atuam também como sorvedores de vacâncias,
31
perturbando a seqüência global de precipitação na precipitação homogênea.
Foi também observado, que o tamanho e distribuição de precipitados durante
envelhecimento é modificado pela presença de discordâncias.
5.5.4 Precipitação em dispersóides
Conforme Deschamps [79], dispersóides como o Al3Zr podem também
atuar como sítios potenciais para nucleação heterogênea durante resfriamento
brusco. Isto é comumente observado em ligas AlZnMgCu com sensibilidade a
este resfriamento, resultando em uma distribuição heterogênea destes
precipitados na forma de bandas.
Como no caso de precipitação em discordâncias, precipitados
nucleados heterogeneamente em dispersóides são também circundados por
uma zona livre de precipitados, devido ao empobrecimento local em soluto.
32
33
6 LIGAS DE ALUMÍNIO CONFORMADAS POR SPRAY
As ligas de alumínio conformadas por spray geralmente se dividem em
duas classes [27]:
1- ligas de alta resistência para aplicações aeroespaciais e transporte,
pertencentes às séries 2000 (Al-Cu-Mg), 7000 (Al-Zn-Mg-Cu) e 8000 (Al-Cu-Li);
2- ligas Al-Si para aplicações automotivas.
Outros sistemas de ligas a base de alumínio também já foram
investigados, dentre estes, algumas ligas da série 6000 e ligas do sistema Al-
Cu-Pb.
6.1 Propriedades mecânicas de ligas de alumínio conformadas por spray
Vários pesquisadores concluíram que as ligas de alumínio
conformadas por spray, apresentam propriedades mecânicas semelhantes ou
superiores às das mesmas ligas quando processadas por fundição
convencional ou por metalurgia do pó [31]. No que se refere à fundição
convencional, a melhoria nas propriedades acontece pelo refinamento do
tamanho do grão e das partículas de segunda fase e pela ausência de
macrosegregação, reduzindo ou eliminando o tratamento térmico de
homogeneização. Quanto à metalurgia do pó, isto acontece pela ausência de
óxidos detrimentais que podem se formar durante fabricação, manuseio e
consolidação dos pós [10]. Estas melhorias nas propriedades das ligas de
alumínio sprayformadas, tem tido consistência no que se refere às ligas da
série 7000 e estão também relacionadas a composições que não podem ser
produzidas por fundição convencional.
34
Muito embora esforços tenham sido dedicados no sentido de elevar a
resistência de ligas fundidas convencionalmente através da elevação do
percentual de elementos de liga, isto tem resultado em inaceitáveis valores
para a ductilidade e tenacidade das ligas processadas [27]. Este problema tem
sido superado na conformação por spray, devido as ligas obtidas por este
processo apresentarem microestrutura extremamente refinada, o que reduz as
distâncias para o empilhamento de discordâncias, elevando assim a resistência
mecânica sem redução significativa da ductilidade e tenacidade,
proporcionando com isto, a possibilidade de fabricação de ligas com novas
composições e propriedades superiores [11].
Ligas de alumínio da série 7000 com percentual de até 12% Zn para
promover endurecimento por precipitação de fases η′-Mg(Zn,Al,Cu)
2
[12,13]
e
com adição de metais de transição (Fe , Ni, Zr) para formar finos dispersóides
Al
n
X que promovem a estabilidade térmica e melhoria da resistência, por
impedir a evolução do tamanho de grão, que não podem ser obtidas por
fundição convencional, passaram a poder serem processadas por conformação
por spray [12,13,80,81].
6.2 Microestrutura e propriedades mecânicas de ligas de alumínio da
série 7000 conformada por spray
Várias pesquisas já foram realizadas com ligas de alumínio alta
resistência da série 7000, processadas por conformação por spray, no sentido
de entender a influência da composição e do processamento no
comportamento mecânico e microestrutural destas ligas. A seguir serão
revistas algumas destas pesquisas.
35
Luo e colaboradores [82], estudaram o comportamento microestrutural
e as propriedades mecânicas das ligas de alumínio 7075 (5,8%Zn-2,4% Mg-
1,5%Cu) e 7475 (5,8%Zn-2,2%Mg -1,5%Cu) conformadas por spray.
A análise microestrutural por microscopia ótica (MO) da liga 7075,
revelou uma microestrutura refinada com grãos equiaxiais no tamanho médio
de 35μm e precipitados de segunda fase uniformemente distribuidos na matriz
e nos contornos dos grãos. Análise por microscopia eletrônica de varredura
(MEV) revelou que alguns dos precipitados nos contornos dos grãos
apresentavam-se na forma de eutético e o mapeamento de elementos revelou
ser este eutético rico em Zn, Cu e Mg. O comportamento microestrutural da liga
7475 revelado por MO e MEV, mostrou microestrutura refinada com tamanho
médio de grão de 35μm e finos precipitados na matriz.
Quanto às propriedades mecânicas, a liga 7075 apresentou dureza de
130 HV e limite de resistência à tração de 300 MPa com alongamento de 7%,
os quais foram superiores aos da mesma liga fundida convencionalmente
(180MPa e 4%). A liga 7475 conformada por spray apresentou dureza de
120HV e limite de resistência de 280MPa com alongamento de 6,5%, que
também foram superiores aos da liga fundida convencionalmente (140MPa e
3,5%). Esta mais alta resistência e melhor ductilidade das ligas spray formadas
em relação as obtidas por fundição convencional, foi atribuído às suas
microestruturas mais refinadas de grãos equiaxiais e livres de segregação.
MALA [12], caracterizou mecânica e microestruturalmente cinco ligas
de alumínio da série 7000 aqui designadas como: Liga 1 (9,77% Zn – 3,03%
Mg – 0,01% Cu –0,36% Mn – 0,28% Cr – 0,10% Zr) (1,95) ; Liga 2 (9,31% Zn
– 3,49% Mg –1,25% Cu – 0,34% Mn – 0,22% Cr – 0,25% Zr) (4.45) ; Liga 3
(12% Zn – 3,28% Mg –1,15% Cu – 0,29% Mn – 0,02% Cr – 0,20% Zr) (4.45) ;
Liga 4 (12% Zn – 3,25% Mg – 1,14% Cu – 0,18 Mn – 0,15% Cr – 0,20% Zr)
(1.95) ; Liga 5 (12 Zn – 3,34% Mg –1,12% Cu – 0,20% Mn – 0,16Cr – 0,20%
Zr) (4.45) , que foram conformadas por spray com relação gás/metal entre 1,95
e 4.45, extrudadas, solubilizadas a 470ºC em tempos entre 0,5 a 2h e
envelhecidas para as condições T6 (envelhecimento de pico) e T7
(superenvelhecimento), com a finalidade de avaliar a influência do Zn, Cu, Cr e
36
Zr e da relação gás/metal (1,95 e 4,45) no comportamento microestrutural e
mecânico destas ligas.
A caracterização microestrutural por microscopia ótica (MO) das ligas
na condição T6, revelou microestrutura não recristalizada de grãos equiaxiais
finos com tamanho entre 5 e 8μm e distribuição uniforme de precipitados de
segunda fase finamente dispersos na matriz e nos contornos dos grãos. A
caracterização via MET, mostrou estes precipitados serem zonas GP, η′ e
η(MgZn2), com o percentual de η′ e η aumentando com o teor de Zn. O
envelhecimento adicional por 2h a 163ºC (condição T7), propiciou o
engrossamento dos precipitados particularmente nos contornos dos grãos, com
a maioria destes sendo do tipo η′.
A caracterização por MET assistida por difração de elétrons das ligas
com maior percentual de Mn (Liga1; Liga2; Liga3), revelou finos precipitados
Al6(MnFe) com tamanhos entre 0,5 e 2 μm. Na liga com maior teor de Fe e Cu
(Liga2), foram identificados em contorno de alto e baixo ângulo precipitados
constituidos por Al-Cu-Fe. Dois tipos de dispersóides também foram
identificados via MET, o Al3Zr com dimensões entre 18 e 25 nm em maior
proporção na liga 2 e o Al18Mg3Cr2 (fase E), com maior refinamento para a
relação gás/metal de 4,45.
O limite de resistência das ligas variou de 697 MPa a 863 MPa
dependendo da composição e envelhecimento e situou-se acima dos
correspondentes para as ligas da série 7000 fundidas convencionalmente. O
alongamento variou de 2,8% a 6,5% com os valores mais altos para a relação
gás/metal de 4,45.
A liga 1 apresentou limite de resistência de 759 MPa e alongamento
de 3,5% para a condição T6 e de 697 MPa com de alongamento 4% para a
condição T7. Isto foi atribuído a alta concentração de precipitados η′ e zonas
GP na condição T6, devido ao alto conteúdo de Zn da liga. A menor resistência
da liga na condição T7 foi atribuído ao engrossamento dos precipitados, à
deficiência de zonas GP e à menor concentração de η′ devido a ausência de
Cu.
37
A liga 2 com teor de 1,25% de Cu e 0,15% de Zr a mais que a anterior,
apresentou limite de resistência de 800 MPa com alongamento de 6% para a
condição T6 e de 773MPa e 5,4% para a condição T7. Esta resistência mais
alta que a liga anterior, foi devido a elevação da concentração de precipitados
η′ na condição T6, influenciado pela presença do Cu e do Al
3
Zr mais finamente
disperso na matriz, advindo da maior relação gás/metal (4,45).
A liga 3 exibiu resistência mais alta que as anteriores para as mesmas
condições de envelhecimento T6, com limite de resistência de 842 MPa e
alongamento de 4,5% e T7 com limite de resistência de 814MPa e 5,3% de
alongamento, mesmo com ausência de Al18Mg3Cr2 (fase E). Fato justificado
pelo percentual de 3% de Zn a mais que o das ligas anteriores, o que elevou a
concentração de precipitados na condição T6 e pela presença de Cr e Zr, que
auxiliaram na precipitação.
As ligas 3, 4 e 5 apresentaram composições similares e propriedades
mecânicas superiores às anteriores. A liga 5 exibiu a maior resistência
mecânica, com limite de resistência de 863 MPa e alongamento de 6,5% na
condição T6 e de 835 MPa com alongamento de 5,4% para a condição T7. Isto
ocorreu, pela reduzida quantidade de intermetálicos (Cr e Mn) e principalmente
pelo alto conteúdo de Zn na liga. A liga 4 processada com relação gás/metal
de 1,95, exibiu o menor alongamento (2,8%) devido à maior dimensão e
densidade de intermetálicos presentes na matriz e nos contornos dos grãos e à
maior porosidade e tamanho de grão gerados.
A elevação nos percentuais de Zn e Cu, aumentou a presença de finos
precipitados metaestáveis na matriz causando endurecimento por precipitação,
enquanto que a mais alta relação gás/metal (4,45), gerou a formação de Al
3
Zr
mais refinado e mais homogeneamente disperso na matriz, contribuindo para o
refinamento microestrutural e elevação da resistência mecânica das ligas.
LI e colaboradores [10], estudaram o comportamento mecânico e
microestrutural de três ligas de alumínio da série 7000 denominadas liga 1 ( Zn
9,10% - Mg 2,93%- Cu 2,58% - Zr 0,12%), liga 2 (Zn 10,56% - Mg 3,19%-
Cu1, 82% - Zr 0,097% - Ni 0,13%) e liga 3 (Zn14,06% - Mg 2.93% - Cu 2,61 %
38
- Zr 0.12%), nas condições conformadas por spray, solubilizadas, extrudadas e
envelhecidas.
As ligas conformadas por spray, exibiram por microscopia ótica (MO)
microestrutura de grãos equiaxiais finos com tamanhos entre 10 e 70 μm,
pequenos precipitados em forma de bastão no interior dos grãos e precipitados
contínuos e em forma de eutético nos contornos. A análise do eutético por
espectroscopia por energia dispersiva (EDS), mostrou sua composição ser
AlZnMgCu. Após homogeneização a 450ºC por 2h e 8h, os precipitados dos
contornos e interior dos grãos refundiram, o eutético não. A caracterização por
MEV das ligas 1 e 3 (sem Ni) após extrusão, revelou grossos precipitados,
enquanto a liga 2 (contendo Ni), exibiu baixo percentual de finos precipitados.
Análise por EDS, mostrou que os precipitados finos continham Mg e Zn e os
grossos eram ricos em Cu e Fe. Após solubilização, a maioria das segundas
fases refundiram, exceto algumas grosseiras, que análise por EDS mostrou
serem ricas em Fe.
Análise microestrutural via MET das ligas 2 e 3 envelhecidas a 120ºC
por 12h, revelou zonas GP e fase η′ com tamanho de 5 nm. A liga 3
apresentou maior densidade de precipitados finos na matriz, e precipitados
contínuos nos contornos dos grãos. A microestrutura da liga 2 envelhecida a
120ºC por 18 e 24h, revelou que com aumento do tempo de envelhecimento o
precipitado η′ muda para η (Mg(Al,Cu)Zn) e a dispersão de precipitados tem
seu principal efeito na resistência da liga.
Quanto à dureza de pico, o tempo para alcança-la foi menor e a
dureza maior quando as ligas foram solubilizadas a 470ºC e envelhecidas a
160ºC. Porém, o superenvelhecimento foi mais rápido com a elevação do teor
de Zn. Para solubilização a 480ºC e envelhecimento a 120ºC, o efeito do teor
de Zn foi pequeno. No caso da liga 2, mesmo com teor de Zn menor que o da
3, a sua dureza de pico foi maior e o amaciamento por superenvelhecimento
menor, o que foi atribuído à presença do Ni.
As ligas de alumínio da série 7000 denominadas SS70 (Zn11,50% -
Mg2,64% - Cu1,16% - Zr0,26% - C < 0,01% - Fe0,05% - Si0,02%), N707
(Zn10,90% - Mg2,16% - Cu1,01% - Zr0,22% - C < 0,01% - Fe0,03%-Si0,01%) e
39
7075 (Zn5,6% - Mg2,5% - Cu1,6% - C < 0,2% - Fe0,4% - Si0,5%) na condição
conformadas por spray, extrudadas, solubilizadas, envelhecidas em único
estágio (T6) a 120ºC, 140ºC e a 175ºC e em duplo estágio (T7) com pré
envelhecimento a 105ºC seguido de envelhecimento a 175ºC, foram
caracterizadas mecânica e microestruturalmente por ELMAS [11].
A caracterização microestrutural por difração de elétrons via MET da
liga N707 nas condições T6 (120ºC por 24h) e T7 (105ºC por 5h mais 175ºC
por 8h), mostrou finos precipitados η e η′. Fotomicrografia em campo escuro,
mostrou que os precipitados maiores tinham forma de placas e os menores
esféricas, apresentando-se homogeneamente distribuídos e com tamanho na
faixa de 2 a 7 nm para a condição T6, enquanto na condição T7 o tamanho dos
precipitados situou-se entre 10 a 30 nm.
A liga 7075 envelhecida nas condições T6 de 120ºC por 48h, 140ºC
por 24h e 175ºC por 2h apresentou dureza de pico de 191, 186 e 147 MPa
respectivamente, indicando que a dureza de pico decresceu com elevação da
temperatura. A dureza de pico na condição T6 para as ligas SS70 (120ºC por
24h), N707 (120ºC por 24h) e 7075 (120ºC por 48h) foram de 229MPa, 228
MPa e 191 MPa respectivamente, observando-se que a dureza caiu
significativamente com a redução do percentual de Zn e portanto, com a
redução da fração volumétrica de precipitados η′ com a diminuição do
percentual deste elemento.
A dureza de pico para a liga 7075 na condição T7 ( 105ºC por 5h mais
175ºC por 1h) foi de 185,6 MPa e para a condição T6 (175ºC por 2h) de 147
MPa. A mais alta resistência para a condição T7, foi relacionado à mais alta
densidade e mais fina dispersão de precipitados, que levou a um menor
espaçamento entre estes e portanto, a uma maior resistência à movimentação
de discordâncias.
Feng e colaboradores [83], estudaram as características
microestruturais e mecânicas da liga Al–10.8Zn–2.8Mg–1.9Cu na condição
conformada por spray, extrudada a 415 ºC, solubilizada a 450ºC por 1h e a
475ºC por 1,5h e envelhecida a 120ºC por 16h.
40
A microscopia ótica (MO) da liga como conformada por spray, mostrou
microestrutura refinada de grãos equiaxiais com tamanho entre 20 a 30μm e
fases secundárias finas. Análise via MET revelou precipitados de segunda fase
com formas em agulha, quadrada e particulada no interior dos grãos e com
forma alotriomorfica nos contornos. Difração de raios-x, mostrou que as
segundas fases são principalmente compostos MgZn2. A identificação das
fases alotriomorficas nos contornos dos grãos via MET através de análise de
raios-X por energia dispersiva, mostrou que estas continham Zn, Mg e Cu
sendo identificadas como o composto CuMgZn. No caso das fases com formas
particulada e de agulha no interior dos grãos, estas foram definidas como
compostos MgZn2
,
concordante com o resultado da análise por Raio-X. As
fases precipitadas no interior dos grãos com forma quadrada, foram
identificadas como sendo o composto Al2Cu, que devido a sua baixa
concentração não foi definida por difração de Raios-X.
A liga na condição envelhecida T6, apresentou limite de resistência de
815 MPa com alongamento de 12%, os quais foram superiores aos
apresentados para a condição de somente extrudada, cujos limite de
resistência e alongamento foram de 510 MPa e 9% respectivamente. Este
excelente limite de resistência alcançado pela liga na condição envelhecida, foi
explicado pela presença de finas partículas de segunda fase precipitadas na
matriz, as quais preveniram a movimentação das discordâncias, elevando
assim a resistência da liga.
O comportamento mecânico e microestrutural da liga Al–12Zn–2,4Mg–
1,1Cu–0,5Ni–0,2Zr nas condições conformada por spray, extrudada,
solubilizada a 758 K por 2h e envelhecida a 393 K por 20h, foram estudados
por Bai Pucun e colaboradores [13].
A análise microestrutural por microscopia ótica da liga na condição
como conformada por spray, mostrou comportamento granulométrico equiaxial
e na condição extrudada, apresentou redução da porosidade. Após
envelhecimento, análise microestrutural da matriz por difração de elétrons via
TEM, revelou fina dispersão de partículas de Al3Zr com diâmetro entre 10 a 20
nm e precipitados η′ com tamanho entre 10 a 30 nm apresentando morfologia
41
elíptica. Microscopia eletrônica de transmissão de alta resolução (HRTEM),
revelou a existência de zona GPII com morfologia em forma de plaquetas em
finas camadas. A composição química da matriz de alumínio determinada por
EDS, mostrou que Al, Zn, Cu e O são seus elementos predominantes, onde o
oxigênio foi tido como impureza advinda de contaminação dos componentes da
liga ou de imperfeições tecnológicas do processamento.
A liga envelhecida exibiu resistência mecânica à tração superior que
quando obtida por fundição convencional, apresentando limite de resistência de
750 MPa com alongamento de 11%. Este comportamento foi atribuído ao alto
conteúdo de Zn da liga, que induziu à precipitação de uma alta fração
volumétrica de precipitados metaestáveis GPII , η′ e à presença do dispersóide
Al3Zr, os quais impediram a movimentação de discordâncias, além da
contribuição da solubilidade sólida de átomos de Zn na matriz de alumínio. A
microestrutura refinada com grãos equiaxiais e a ausência de fases
secundárias frágeis nos contornos dos grãos, proporcionaram a alta ductilidade
da liga.
O comportamento microestrutural e as propriedades mecânicas de três
ligas de alumínio da série 7000 com designações SS70 (11.50Zn - 2.64Mg -
1.16Cu- 0.26Zr - < 0.01Cr - 0.05Fe - 0.02Si ), N707 (10.90Zn - 2.16Mg -1.01Cu
- 0.22Zr - < 0.01Cr - 0.03Fe - 0.01Si ) e 7075 (5.6Zn - 2.5Mg - 1.6Cu - 0.2Cr -
0.4Fe - 0.5Si - 0.3Mn), nas condição conformadas por spray, extrudadas,
solubilizadas a 470ºC por 0,5h e envelhecidas a 120ºC por 24h foram
caracterizados por Elmas [1].
A caracterização microestrutural por MET da liga SS70 no estado
solubilizado, mostrou a existência de discordâncias e finos dispersóides na
matriz. Para a condição de envelhecimento (T6), a microestrutura exibiu
precipitados η′ e η (MgZn2) com fração volumétrica em torno de 25% e
morfologia em forma laminar. Precipitados similares também foram detectados
nas ligas N707 e 7075 na mesma condição de envelhecimento (T6), porém
apresentando, menores frações volumétricas.
A liga SS70 na condição de envelhecimento (T6), apresentou na
orientação paralela a de extrusão, limite de resistência de 803 MPa com
42
alongamento de 5%. A liga N707 exibiu limite de resistência 740MPa com 5%
de alongamento, enquanto que para a liga 7075 estes valores foram de 656
MPa e 11% respectivamente. Na direção transversal a de extrusão, o limite de
resistência da liga N707 foi de 673 MPa com alongamento de 5% e para a liga
7075 estes valores foram de 588 MPa e 8%. Estes resultados indicaram que a
liga com maior percentual de Zn apresentou maior resistência mecânica, o que
foi associado à maior fração volumétrica de precipitados η′ e η para o maior
percentual de Zn, com comportamento ao contrário no que se referiu à
ductilidade. Quanto a tenacidade à fratura, a liga 7075 exibiu o valor mais alto
para K
IC
(K
IC
=25.5 MPa m
1/2
), enquanto a liga SS70 exibiu o valor mais baixo
(K
IC
=19,6 MPa m
1/2
), indicando que quanto maior o limite de resistência menor
o tenacidade à fratura.
Wang e colaboradores [84], pesquisaram as propriedades mecânicas
de tração e fadiga da liga de alumínio de composição nominal 10.8%Zn,
2.86%Mg, 1.9%Cu, 0.16%Zr, 0.l%Ni (% em peso) na condição como
conformada por spray, homogeneizada, extrudada a 410ºC, solubilizada a
450ºC por 1h mais a 475ºC por 1,5h e envelhecida artificialmente a 120ºC por
16 h (condição T6) e a mais a 160ºC por 4h.
A caracterização microestrutural por Microscopia Eletrônica de
Transmissão (TEM) da liga envelhecida (condição T6), mostrou finos
precipitados na matriz e precipitados contínuos nos contornos dos grãos. Na
condição de envelhecimento por 16h a 120ºC mais 4h a 160ºC, houve
formação de zona livre de precipitados próximo aos contornos dos grãos, com
precipitação de pequenas partículas descontínuas nos contornos.
A liga envelhecida na condição T6, apresentou limite de resistência em
torno de 800 Mpa e alongamento de 10%. Quando submetida ao
envelhecimento duplo de 16h a 120ºC mais 4h a 160ºC, o limite de resistência
foi em torno de 740 MPa com alongamento similar à condição T6 (10%). Estes
altos valores apresentados pelo limite de resistência, foram influenciados pelo
elevado teor de Zn da liga (10,8%) que propiciou a precipitação de uma alta
fração volumétrica de partículas η′ e η (MgZn2), pela microestrutura refinada e
reduzida segregação, pela forma e distribuição homogênea dos precipitados de
43
segunda fase presentes na liga como conformada por spray e pela dissolução
das fases de baixo ponto de fusão na matriz no primeiro estágio de
solubilização e de fases de alto ponto de fusão no segundo estágio.
A liga envelhecida em duplo estágio apresentou boas propriedades em
relação à fadiga, com tensões máximas acima de 400 MPa e 120 MPa para 10
7
cíclos e fator teórico de concentração de tensão de 1 e 3 respectivamente. A
nucleação de trincas se deu em fases secundárias grossas e frágeis de alto
percentual de Zn e Cu, que não foram dissolvidas na matriz pelo tratamento de
solubilização.
Três ligas de alumínio da série 7000 denominadas 7075 (5.4% Zn,
2.4% Mg, 1.7% Cu, 0.2% Cr), 7150 (6.6% Zn, 2.2% Mg, 2.2% Cu, 0.1% Zr) e
7150X (12.4% Zn, 1.9% Mg, 1.9% Cu, 0.1% Zr) foram conformadas por spray,
extrudadas, envelhecidas para a condição T6 (envelhecimento de pico) e
caracterizadas por Lengsfeld e colaboradores [80], para elucidar a influência do
Zn no comportamento microestrutural e nas propriedades mecânicas.
A caracterização microestrutural das ligas nas condições somente
extrudadas e extrudadas e envelhecidas, foi realizada por difração de raios-X e
microscopia eletrônica de transmissão (MET). Os resultados mostraram a
presença de partículas de segunda fase (Mg(Zn,Cu)
2
) na condição como
extrudadas e na condição como extrudadas e envelhecidas foram reveladas
partículas de Al
3
(Ti,Zr) e MgSi
2
para as ligas 7150X e 7075, sendo que para
esta última, foi revelado também a presença da fase Al
7
Cr. Com base nos
resultados das investigações feitas por MET nas ligas envelhecidas para a
condição T6, foi concluído que aumentando o conteúdo de Zn eleva a fração
volumétrica dos precipitados η' e η, melhorando a resistência mecânica. A liga
7150X (12,4%Zn) apresentou limite de resistência de 809 MPa, enquanto que
para a liga 7150 (6,6%Zn) este foi de 668 MPa. Quanto à tenacidade a fratura,
estas ligas exibiram valores para K
IC
entre 12 a 16 MPa m
1/2
, que foram valores
relativamente baixos. Isto foi atribuído à presença de poros que serviu de
pontos efetivos para a nucleação de trincas durante a deformação, o que foi
evidenciado por fractografia via microscopia eletrônica de varredura (MEV).
44
Uma liga de alumínio da série 7000 pertencente ao sistema Al-Zn-Mg-
Cu denominada EURA1-Cold, foi produzida por Sanctis [85] através dos
processos de conformação por spray e metalurgia do pó (PM) e para cada tipo
de processamento ela foi extrudada e envelhecida para as condições T6
(envelhecimento de pico) e T7 (superenvelhecimento), sendo então avaliados
e comparados os seus comportamentos microestruturais e suas propriedades
mecânicas. Foi sugerido que a dureza máxima na condição T6
(envelhecimento de pico) para a liga conformada por spray, estava associada à
alta fração volumétrica de precipitados η' com morfologia laminar e com
diâmetro chegando até 50 Å. Na condição T7, foi observada a formação de
uma zona livre de precipitação próximo aos contornos dos grãos, de largura em
torno de 400 Å e pequenos precipitados η no interior dos contornos. Análise
microestrutural por TEM associada a microanálise por EDX, também revelou a
presença de partículas esféricas de Al3Zr, com diâmetro entre 5 a 10 Å para a
condição T6.
Quanto às propriedades mecânicas, a liga conformada por spray na
condição envelhecida T6 apresentou limite de resistência de 810 MPa, limite de
escoamento de 790 MPa, alongamento de 4,9% e tenacidade a fratura com
valor de K
IC
de 17 MPa m
1/2
, enquanto a liga processada por metalurgia do pó
apresentou limite de resistência de 735 MPa, limite de escoamento de 716
MPa, alongamento de 1,9% e K
IC
de 13 MPa m
1/2
, cujos valores foram
inferiores aos exibidos pela liga sprayformada. Análise microscópica por MET,
não mostrou diferenças significativas em termos de tamanho e densidade dos
precipitados para a liga processada pelas duas técnicas. A explicação para os
baixos valores de alongamento e tenacidade a fratura (K
IC
) apresentados pela
liga processada por MP, foi o seu mais alto conteúdo de gás.
Uma liga de alumínio alta resistência da série 7000 com designação
AlZn11MgCu e composição de 11%Zn, 2%Mg, 1%Cu, 3%Zr conformada por
spray, extrudada e envelhecida para as condição T6 (envelhecimento de pico)
e T7 (superenvelhecimento), foi caracterizada por Machler e colaboradores
[81].
45
A caracterização por MET, mostrou uma microestrutura refinada e
homogênea com precipitados η' e η tanto para a condição envelhecida T6, que
apresentou precipitados η' em maior quantidade e homogeneamente
distribuídos com tamanho em torno de 2-5 nm, quanto para T7 onde os
precipitados η(MgZn2) foram predominantes e identificados como η1, η2 e η4,
com alta fração volumétrica e tamanho entre 10 a 30 nm, apresentando
morfologia na forma de plaquetas . Além destes tipos de precipitados, a
microestrutura exibiu um certo número de dispersóides Al3Zr, com tamanho
entre 25 a 45 nm e alguns na faixa de 2 a 5 μm apresentando morfologia
esférica.
Esta liga mostrou uma excelente combinação de tenacidade à fratura e
resistência a tração em ambas as condições de envelhecimento (T6 e T7),
onde para a condição T6 o limite de resistência e o limite de escoamento foram
de 719 MPa e 705 MPa respectivamente com alongamento de 16% e o valor
de K
IC
de 38,2 MPa m
1/2
, correspondentes à orientação longitudinal. Enquanto
que para a orientação transversal o limite de resistência foi de 643 MPa, o de
escoamento de 620 MPa e o alongamento de 8,2% com um o valor de K
IC
de
17,3 MPa m
1/2
. Os altos valores exibidos pelos limites de resistência e de
escoamento, foram atribuídos a alta concentração de precipitados. A ausência
de óxidos e segundas fases grosseiras bem como, a presença de uma
microestrutura homogênea e refinada livre de segregação com precipitados η
finamente distribuídos, foram tidos como os responsáveis pela alta tenacidade
à fratura apresentada pela liga na orientação longitudinal.
46
47
7 MATERIAIS E MÉTODOS
7.1 Materiais
O material usado neste estudo foram (4) quatro blocos da liga de
alumínio Al-Zn-Mg-Cu em forma de prisma quadrangular com dimensões de 4”
x 100 mm x 500 mm e massa total de 57 kg, adquiridos junto a empresa
Império dos Metais Comercial LTDA. A composição química da liga fornecida
pelo fabricante, se enquadra nos limites determinados pela Aluminium
Association - AA para a série 7075, conforme dados descritos nas tabelas 7.1 e
7.2 abaixo.
Tabela 7.1 Porcentagem em massa da liga 7075-T6 na situação como
recebido. Fonte: Fabricante Império dos Metais Comercial LTDA.
Liga
7075-T6
(Porcentagem em massa)
Zn
Mg
Cu
Fe
Si
Mn
Cr
Ti
outros
Material
utilizado
5.96
2.10
1.90
0.50
0.40
0.30
0.18
0.20
(Zr) 0.15
Tabela 7.2 Porcentagem em massa da liga 7075-T6. [86]
Liga
7075-T6
(Porcentagem em massa)
Zn
Mg
Cu
Fe
Si
Mn
Cr
Ti
Outros
AA
Aluminium
Association
5.10
a
6.10
2.10
a
2.90
1.20
A
2.00
0.50
0.40
0.30
0.18
a
0.28
0.20
(Zr + Ti)
máx
0.25%
7.2 Outros materiais e equipamentos utilizados
7.2.1 No processo de CS
48
Mistura oxi-acetilênica para aquecimento prévio do Tundish;
Gás nitrogênio para efetivar a purga e atomização do metal liquido;
Bocal de quartzo com diâmetro interno de seis milímetros (6 mm), para
efetivar a vazão do metal liquido do Tundish para a câmara de atomização;
Substrato de aço (rotativo) em forma de disco com diâmetro de trinta
centímetros por 1 centimetro de espessura (30 cm x 1 cm);
Cadinho para fusão da liga, confeccionado à base de refratário mulita;
Forno de fabricação Inductotherm, modelo VIP Power-Trach,
possuindo uma fonte de energia de 50 KVA de potência e freqüência de 3,2
Khz.
Motor elétrico de acionamento do substrato rotativo;
Atomizador;
Câmara de atomização;
Ciclone;
Tundish;
Pirômetro de imersão, para o controle de temperatura de aquecimento
do metal liquido e do pré-aquecimento do tundish;
Sistema de válvulas pneumáticas, para o controle da variação de
pressão do gás de atomização e da mistura oxi-acetilênica;
Balança de precisão, para medição da massa do material;
7.2.2 Na preparação, corte e usinagem do material a ser processado e
nos depósitos obtidos por CS
Máquina policorte;
Serra de fita horizontal FM500, fabricante Franho - Máquinas e
equipamentos;
Serra de fita vertical, fabricante Ronemak ;
49
Serra manual;
Torno mecânico horizontal, Marca: Tormax 20, fabricante: ROMI,
Rotação: 80 a 2500 rpm, pertencente ao Laboratório de Oficina Mecânica do
Departamento de Engenharia de Materiais da UFSCar.
7.2.3 Na preparação metalográfica dos depósitos obtidos por CS
Disco de diamante 0,5 mm;
Máquina politriz;
Lixa de carbeto de silício de grana 400#, 600#, 1200#, 1500#, 2000#;
Resina poliéster;
Catalisador;
Pasta de diamante 0.1µm;
Reagente Keller;
Ultra-son;
Alumina liquida (0.1µm);
Pano de polimento;
Liquido lubrificante;
Microscópio Óptico Olympus, Modelo: BX51RF.
7.2.4 Na análise de porosidade
Balança analítica OHAUS - Fugitec Modelo TP 4000 D;
Água destilada;
50
Béquer.
7.2.5 No processo de extrusão a quente
Forno elétrico;
Microcomputador;
Software (FlyEver) para controle do forno;
Software (Tesc) para aquisição de dados da prensa;
Máquina de ensaio da linha DL 60.000;
Lubrificante (grafite);
Matriz de extrusão (5:1);
Punção;
Guia da matriz;
Termopar tipo K.
7.2.6 No processo de tratamento térmico e análise de dureza
Forno elétrico;
Equipamento de controle de temperatura;
Controlador de voltagem;
Sistema de resfriamento brusco;
Durômetro.
51
7.2.7 No ensaio de tração
Máquina de ensaio de tração INSTRON;
Software de aquisição de dados da máquina de ensaio;
Microcomputador.
7.2.8 Na caracterização microestrutural e composição química
Microscópio eletrônico de varredura – Phillips-XL30 - FEG;
Microscópio eletrônico de varredura – XL30 - TMP;
Espectrômetro Oxford 6650 – (EDS);
Microscópio óptico CARL ZEISS;
Software de análise e processamento de imagens;
Câmera de vídeo Color View;
Difratômetro de raios x;
Espectrômetro de emissão óptica por centelha.
52
53
8 Procedimento Experimental
8.1 Fluxograma do Procedimento Experimental
As etapas correspondentes à realização do presente trabalho estão
apresentadas no fluxograma da Figura 8.1 e a descrição de cada uma delas
será apresentada a seguir.
Figura 8.1 Fluxograma correspondente ao procedimento experimental do
presente trabalho.
Liga 7075-T6
Conformada
por spray
Extrusão a
quente
Tratamento
térmico
Análise
química
Ensaio de
dureza
Ensaio de
tração
Análise de
porosidade
Caracterização
microestrutural
54
A descrição detalhada dos ensaios e análises em que o material “como
recebido” e o material conformado por spray foram submetidos, podem ser
visualizados no organograma mostrado acima.
8.2 Conformação por spray
O processo de CS da liga foi iniciado com os preparativos para a
refusão do material como recebido, através do corte de um dos lingotes de
alumínio em forma de prisma quadrangular em pequenos blocos com
dimensões (51 x 51 x 100 mm) limitados pela geometria do forno de indução.
Após isto, foi realizado:
A regulagem de rotação do substrato de aço e a limpeza interna e
vedação da câmara de atomização do equipamento de CS;
A fixação da pressão do gás de atomização através de válvulas
pneumáticas;
Pré-aquecimento do tundish, através de equipamento oxi-acetilênico;
Purga da câmara de atomização com gás nitrogênio por um período de
cinqüenta segundos, para evitar possível oxidação da liga durante
atomização e deposição;
Fusão da carga metálica da liga no forno de indução, cuja temperatura
correspondeu a 635 ºC conforme literatura [86]. Para cada fusão foi
utilizada uma massa metálica média de 3000g.
55
Controle da temperatura de fusão e de vazamento (superaquecimento)
do metal líquido, que correspondeu a 65 ºC acima da de fusão, através
de pirômetro de imersão;
Durante as atomizações realizadas com o material na condição como
recebido (Liga AA 7075 –T6), apenas dois parâmetros de processamento foram
variados, pressão do gás de atomização e rotação do substrato, com intuito de
avaliarmos o comportamento microestrutural e as propriedades mecânicas
resultantes.
Para cada atomização foi utilizada uma massa metálica em torno de
3000g que foi processada conforme parâmetros de conformação descritos na
Tabela 9.2 e superaquecida a uma temperatura média de 65ºC acima da
temperatura liquidus da liga em forno de indução, utilizando potência de 20
kWa. A câmara de atomização foi previamente purgada com gás nitrogênio por
duração média de cinqüenta segundos (50s), com uso de gás nitrogênio para
evitar possível oxidação do material;
Em seguida o metal líquido foi vazado em um tundish previamente
aquecido, que dispõe de um bocal de quartzo de seis milímetros (6 mm) de
diâmetro interno, localizado no centro da base inferior do mesmo, por onde
ocorreu o vazamento do fundido para a câmara de atomização. A atomização
do metal líquido foi realizada com uso de gás nitrogênio em velocidade
supersônica, onde o metal líquido foi desintegrado em gotas de tamanhos
variados voando em direção a um substrato de aço em forma de disco que
dispõe de movimento de rotação em torno do próprio eixo, ou seja, paralelo ao
eixo de deposição a uma distância de 300 milímetros (mm) do bocal de
atomização.
Uma representação esquemática do equipamento utilizado no
processo de CS está ilustrada na Figura 8.2, abaixo.
56
Figura 8.2 Ilustração esquemática do equipamento utilizado no processo de
conformação por spray [9,27].
Em seguida foi coletado o pó não aderido ao depósito (Overspray) do
interior da câmara de atomização, que pode ser visualizado na Figura 8.3.
Figura 8.3 Overspray referente ao primeiro depósito obtido por CS
57
Após obtenção dos depósitos através do processo de conformação por
spray, os mesmos foram submetidos a processo de corte no sentido paralelo
ao eixo de deposição do metal líquido, com intuito de retirada da uma fatia
central com espessura de um centímetro (1cm), conforme mostra a Figura 8.4
visando extração de amostras para análise metalográfica e determinação de
porosidade,
Figura 8.4 Depósito CS (A), Fatia retirada da região central do depósito (B)
Foram utilizados no processo de corte dos lingotes de alumínio e da
fatia central dos depósitos obtidos por CS, os equipamentos descritos a seguir:
Serra de fita horizontal, marca: FM500, fabricado pela Franho
Máquinas e equipamentos, com lubrificação contínua do material a ser cortado;
Serra de fita vertical, fabricante Ronemak. Ambos, pertencentes ao
Laboratório de Oficina Mecânica do Departamento de Engenharia de Materiais
da UFSCar.
Outrossim, convém informar que o corte e posterior retirada de
amostras da fatia central para análise metalográfica, foi realizado através de
disco de diamante em máquina policorte com dispositivo de ultra-refrigeração
enriquecida marca BUEHLER, pertencente ao laboratório de solidificação do
Departamento de Engenharia de Materiais da UFSCar.
A
B
58
8.3 Análise química
A análise química do material como recebido e do material conformado
por spray foi realizado através do processo de espectroscopia por absorção
atômica (EAA), utilizando um espectrômetro de emissão óptica por centelha
Spectra IT AQ-388, pertencente ao CCDM – Centro de caracterização e
desenvolvimento de materiais UFSCar.
8.4 Densidade e Porosidade
O método adotado para caracterizar os depósitos quanto a densidade
e porosidade foi o baseado no princípio do empuxo, denominado de método de
Arquimedes.
Este foi aplicado em um número determinado de amostras retiradas
das regiões centrais de cada depósito de acordo com as dimensões do mesmo,
como mostra a Figura 8.7 nas condições: Conformado por spray; Conformado
por spray e extrudado; Conformado por spray, extrudado e tratado
termicamente.
Pode-se verificar que apenas um dos lados da fatia foi dividido em
amostras, o que é suficiente para representar o depósito como um todo, isto
devido à sua simetria. Cada amostra foi primeiramente pesada a seco em uma
balança analítica OHAUS - Fugitec Modelo TP 4000 D, com precisão de 0,01g
e, depois, pesada em água destilada, cuja densidade foi tida como sendo de
1,00 g/cm
3
. A densidade de cada amostra foi calculada por meio da relação
abaixo [9]:
La
La
s
mm
m
.
(8.1)
59
Onde ρ
S
e ρ
L
são, respectivamente, as densidades do sólido (amostra)
e do líquido (água) e m
a
e m
L
são as massas do sólido no ar e no líquido,
respectivamente.
Com os valores da densidade em mãos, foi possível calcular a
quantidade de porosidade presente em cada amostra através da equação
abaixo:
gt
st
P
(8.2)
Onde P é a fração volumétrica de porosidade,
t
é a densidade teórica
da liga Al -7075 a 20ºC (2,80 g/cm
3
) e ρ
g
é a densidade do gás de atomização
(1,25 x 10
-3
g/cm
3
), que é desprezível se comparada com a densidade teórica
da liga, o que reduz a equação acima:
t
st
P
(8.3)
Que foi a equação efetivamente utilizada para se calcular a fração
volumétrica de porosidade nas amostras.
8.5 Extrusão
Foi utilizado no processo de extrusão das amostras, uma máquina de
ensaio modelo DL 60.000, fabricada pela EMIC, com limite de carga de 60 TF e
um forno elétrico, acoplados a sistema computadorizado de aquisição de
dados, por intermédio dos softwares Tesc para aquisição de dados da prensa
e FlyEver FE-50RP para controle do forno. Tais equipamentos pertencem ao
Laboratório de Materiais Nanocristalinos do Departamento de Engenharia de
Materiais da UFSCar.
60
Vinte e quatro amostras dos depósitos conformados por spray, foram
extraídos conforme posicionamento indicado na Figura 8.5 abaixo e usinados
na forma de cilindros nas dimensões de Ø 15,7 x 30 (mm) de acordo com as
dimensões internas da matriz de extrusão disponível no equipamento,
lubrificadas com grafite e extrudadas em uma temperatura de 415ºC, para uma
redução de 5:1 em área, com velocidade de extrusão de 14 mm/min.
Figura 8.5 Posicionamento de retirada de amostras da faixa central dos
depósitos CS para extrusão
Após a extrusão, foram obtidos cilindros com oito milímetros (8 mm) de
diâmetro por cento e quinze milímetros de comprimento (115 mm), dos quais
um cilindro extrudado de cada CS ( seis no total), foi utilizado para determinar a
temperatura (Tx) em que ocorre a dureza máxima durante tratamento térmico
de envelhecimento e os demais cilindros foram seccionados em duas partes (8
x 50 mm), onde de uma delas foi retirada uma amostra para análise
metalográfica e determinação de porosidade e o restante utilizado para
confecção de corpo de prova para ensaio de tração nessa condição de
processamento. A outra metade do cilindro (8 x 50 mm), foi submetida a
tratamento térmico de envelhecimento na temperatura correspondente à
dureza máxima (determinada como acima descrito), onde uma parte desta foi
retirada para análise metalográfica sendo a outra utilizada para ensaio de
tração.
61
8.6 Tratamento Térmico
O tratamento térmico de solubilização e envelhecimento foi realizado
com a finalidade de atingir a dureza máxima da liga.
Neste sentido, um dos cilindros extrudados de um total de quatro (4,0)
por depósito, foi dividido em cinco amostras (5,0) com dimensões de oito
milímetros de diâmetro por 10 milímetros de comprimento (8,0 mm x 10 mm),
as quais foram submetidas ao tratamento conforme descrito abaixo:
Solubilização das amostras por 4h a 400ºC, seguido de aquecimento
por mais 4h a 470ºC e posteriormente submetidas a resfriamento brusco em
água a temperatura ambiente.
Após a solubilização e resfriamento das amostras, estas foram
inseridas no forno para tratamento térmico de envelhecimento a temperatura de
120ºC, onde permaneceram por tempos diferenciados, sendo que a 1ª amostra
foi retirada do forno após um tempo de permanência de duas horas (2h), a 2ª
após 4h, a 3ª após 6h, a 4ª após 8h e a 5ª após 12h, conforme pode ser
observado na figura 8.6; sendo estas subsequentemente resfriadas em água e
em seguida submetidas a medidas de dureza para determinação de qual delas
apresentou a maior dureza e qual o tempo de tratamento térmico para o qual
esta ocorreu.
O Tratamento térmico acima descrito foi realizado em forno elétrico
com Temperatura máxima de utilização de 700ºC, acoplado a um equipamento
controlador de temperatura da marca FLYEVER FE30 e um controlador de
voltagem da marca ECB. Tais equipamentos pertencem ao Laboratório de
Ensino do Departamento de Engenharia de Materiais da UFSCar.
62
Figura 8.6 Gráfico temperatura versus tempo para o tratamento térmico
Após a definição do tempo de tratamento correspondente à dureza
máxima (Tx), os cilindros extrudados destinados ao ensaio de tração e análise
metalográfica na condição de tratados termicamente, foram submetidos ao
tratamento térmico de solubilização e envelhecimento acima descrito para o
tempo correspondente a esta máxima dureza.
8.7 Análise microestrutural
A análise microestrutural do material como CS foi realizada através
das técnicas de microscopia ótica (MO) e microscopia eletrônica de varredura
63
(MEV) em amostras retiradas da seção transversal dos depósitos conformados,
como mostrado na Figura 8.7
Figura 8.7 Fatia retirada da região central dos depósitos seccionada em
amostras para determinação de densidade e porosidade pelo
método de Arquimedes e análise metalográfica.
No caso do material como extrudado e extrudado e tratado
termicamente a análise microestrutural foi realizado pelas mesmas técnicas em
amostras obtidas conforme descrito no §3 do item 5.5.
Para realização das análises metalográficas as amostras foram
embutidas a frio em resina poliéster de alta fluidez, lixadas com lixas de grana
400#, 600#, 1200#, 1500# e 2000#, polidas com alumina e pasta de diamante
1,0 μm. Em seguida atacada com reagente Keller: 190 ml H
2
0 + 3,0 ml HCl
37% + 2,0 ml HF + 5,0 ml HNO
3
, segundo a norma ASTM E407-99, que definiu
o comportamento estrutural, para caracterizar os depósitos quanto ao tamanho
de grão através do método dos interceptos lineares (método de Heyn)
conforme norma ASTM E112-84.
As micrografias foram obtidas através do microscópio óptico CARL
ZEISS, equipado com software de análise e processamento de imagens:
analySIS
R
FIVE acoplado a câmera de vídeo Color View, modelo: HAL 100,
AXIOTECH D100, nº Série: 803478, pertencente ao Laboratório de
Tratamentos Termo-mecânicos do Departamento de Engenharia de Materiais
da UFSCar.
Quanto as análises por microscopia eletrônica de varredura, estas
foram realizadas nas mesmas amostras utilizadas por microscopia ótica,
64
visando determinação das fases secundárias e suas composições químicas
através de espectroscopia por energia dispersiva – EDS.
Os equipamentos utilizados para este tipo de análise, foram os
microscópios eletrônico de varredura Phillips XL30 FEG e XL30 TMP que
possui acoplado, o espectrômetro Oxford 6650 para análise por energia
dispersiva, ambos pertencentes ao Laboratório de Caracterização Estrutural
do Departamento de Engenharia de Materiais da UFSCar.
8.8 Ensaio de dureza Vickers
As medidas de dureza foram executadas nas amostras tratadas
termicamente para determinação da dureza máxima onde as superfícies das
mesmas encontravam-se devidamente lixadas e polidas sendo que para cada
amostra foram executadas seis medidas, cuja média resultou na dureza
considerada.
Para realização das medidas de dureza foi utilizado um durômetro
marca Heckert pertencente ao Laboratório de Ensino do Departamento de
Engenharia de Materiais da UFSCar.
8.9 Ensaio de Tração
O ensaio de tração foi realizado no material nas condições como
recebido - CR (comercial), Conformado por spray - CS, Conformado por spray
e extrudado - CSE e Conformado por spray, extrudado e tratado termicamente
- CSETT.
65
Para o material como recebido e para cada depósito obtido por CS e
submetido às condições acima descritas, foram confeccionados e ensaiados
três corpos de prova como mostrado na Tabela 8.1, cuja média dos resultados
possibilitou determinar o valor da resistência do material.
Tabela 8.1 Estado do material e quantidade de ensaios de tração
Item
Estado do material
Quantidade de ensaios
1
CR
3
2
CS
18
3
CSE
18
4
CSETT
18
Os ensaios foram realizados conforme norma ASTM E8 em um
equipamento de ensaio da marca INSTRON modelo 5500R, Limite de carga de
20 toneladas, utilizando-se a velocidade do travessão de 2 mm/min, que dispõe
de interface com um sistema de aquisição de dados através do Software:
BlueHill, pertencente ao Laboratório de Ensaios Mecânicos do Departamento
de Engenharia de Materiais da UFSCar.
66
67
9 RESULTADOS E DISCUSSÕES
9.1 Análise da Composição Química
A composição química da liga AA 7075 na condição conformada por
spray (CS), determinada por espectroscopia por absorção atômica - (EAA)
como descrito em materiais e métodos é apresentada na Tabela 9.1
juntamente com a sua composição na condição comercial como recebida do
fabricante, para efeito de comparação.
Tabela 9.1 Composição química da liga AA 7075 em porcentagem em massa.
Elemento
Liga comercial
Liga conformada por spray (CS)
Si
0,40
0,065 ± 0,003
Fe
0,50
0,100 ± 0,018
Cu
1,90
2,010 ± 0,118
Mg
2,10
2,070 ± 0,075
Zn
5,96
5,920 ± 0,135
Zr
0,15
0,112 ± 0,003
Mn
0,3
0,022 ± 0,001
Cr
0,18
0,014 ± 0,004
Ti
0,20
0,043 ± 0,004
A comparação entre as composições químicas da liga na condição
comercial como fornecido pelo fabricante e na condição conformada por spray,
mostra que o processo de conformação por spray não acarretou perda
significativa em relação aos principais elementos de composição da liga,
ficando esta dentro da faixa de composição exigida pelas normas pertinentes.
68
9.2 Configurações geométricas dos depósitos e rendimentos das confor
mações
A Figura 9.1 ilustra a configuração geométrica do depósito obtido na
primeira conformação, cujos parâmetros de processamento adotados foram:
temperatura de superaquecimento e vazamento da liga de 730ºC, pressão de
atomização de 0,8 MPa, rotação do substrato de 40 rpm e distância
atomizador/substrato de 300 mm, podendo-se observar que existiu uma
perfeita uniformidade na distribuição do spray das gotas atomizadas durante
deposição, com todos os depósitos obtidos apresentando configurações
semelhantes.
Figura 9.1 Primeiro depósito obtido por CS
O rendimento obtido em cada conformação, cuja massa metálica inicial
foi de 3000 g, variou de 73% em massa para o depósito com 2190 g
conformado com pressão de atomização de 1 Mpa a 92% em massa para o
depósito com 2760 g conformado com pressão de atomização de 0,5 MPa,
independente da rotação do substrato, podendo-se observar a influência da
elevação da pressão de atomização na redução do rendimento já que a
69
distância atomizador substrato e a temperatura de vazamento da liga que
também poderiam influenciar neste comportamento, permaneceram constantes
em 300 mm e 730 ºC respectivamente.
Esta redução do rendimento com a elevação da pressão de
atomização, esta associada a uma maior redução de tamanho das gotas
atomizadas e a uma maior taxa de resfriamento desta quando a pressão do
gás de atomização aumenta, reduzindo a quantidade de líquido no spray e
portanto na superfície de deposição, possibilitando que uma grande quantidade
destas gotas repiquem e não fiquem aderidas a esta superfície durante o
impacto e portanto passem a fazer parte do overspray [30]. Além disto, quanto
maior a pressão do gás de atomização e mais finas as gotas atomizadas maior
será o ângulo entre a trajetória destas e o eixo do cone do spray, o que se
traduz na maior facilidade destas gotas serem arrastadas para a periferia deste
cone pelo gás de atomização, minimizando assim a deposição e reduzindo com
isto o rendimento de acordo com BEWLAY [87].
9.3 Caracterização dos depósitos quanto a porosidade
As densidades e as correspondentes porosidades relativas aos
depósitos nas condições como conformados e conformados e extrudados,
foram determinadas pelo método de Arquimedes utilizando-se amostras
pertencentes a estes depósitos, como descritos no procedimento experimental.
A Tabela 9.2 mostra os resultados da porosidade e densidade médias
e o percentual da densidade teórica da liga de alumínio 7075-T6 em relação a
densidade média de cada depósito, para as condições de como conformado e
conformado e extrudado.
70
Tabela 9.2 Parâmetros do processo
C
o
n
f
o
r
m
a
ç
õ
e
s
Parâmetros de processamento
Material CS
Material CS
extrudado
Temp
de
vaza
mento
(ºC)
Rota
ção
subs
trato
(rpm)
Distân
cia ato
miza
dor/
subs
trato
(mm)
Pres
são
Atomi
zação
(Mpa)
R
G
M
Porosi
dade
média
(%)
Densi
dade
(g/cm
3
)
%
Den
sida
de
teó
rica
Porosi
dade
média
(%)
Densi
dade
g/cm
3
%
Den
sida
de
teó
rica
1
730
40
300
0,8
0,19
9,89
2,53
90,35
7,84
2,58
92,14
2
730
40
300
0,7
0,16
8,39
2,57
91,78
6,38
2,62
93,57
3
730
40
300
0,5
0,12
5,79
2,65
94,64
4,10
2,68
95,71
4
730
0
300
1,0
0,23
6,23
2,64
94,28
4,38
2,67
95,36
5
730
20
300
1,0
0,23
7,70
2,59
92,50
5,60
2,64
94,28
6
730
40
300
1,0
0,23
13,86
2,42
86,42
9,68
2,53
90,36
Pode ser visto na referida Tabela para o caso do material como
conformado, que quando mantida a rotação do substrato constante em 40rpm a
densidade média variou de 2,65 a 2,53 g/cm
3
para pressão do gás de
atomização na faixa de 0,5 MPa com relação gás/metal (RGM) de 0,12 para a
conformação 3 (CS3) a 0,8 MPa com RGM de 0,19 para a conformação 1
(CS1), o que correspondeu a uma variação na porosidade média de 5,79 a
9,89%. Considerando a rotação do substrato variando entre 0 a 40 rpm com a
pressão do gás de atomização mantida constante em 1 MPa com RGM de 0,23
para as conformações 4 a 6 (CS4 a CS6), pode ser visto que a densidade
variou de 2,64 g/cm
3
para a conformação 4 (CS4) a 2,42 g/cm
3
para a
conformação 6(CS6), o que correspondeu a uma variação na porosidade média
de 6,23 a 13,86%.
O comportamento da porosidade e densidade acima descritos mostra
a grande influência dos parâmetros de processamento pressão do gás de
atomização (RGM) e rotação do substrato nas condições dos depósitos
processados.
71
A elevação na porosidade dos depósitos com o aumento da pressão
do gás de atomização e consequentemente da RGM conforme Leal [9], ocorre
devido a que quanto mais alta a pressão mais finas serão as gotas atomizadas
e, como gotas mais finas sofrem taxas de resfriamento mais elevadas, o spray
constituído por estas fornecerá ao depósito uma fração sólida mais alta, o que
proporcionará a este um maior percentual volumétrico de porosidade por falta
de líquido para preencher os interstícios entre as gotas depositadas.
Com relação a elevação da porosidade com o aumento da rotação do
substrato, a literatura fornece poucos trabalhos conclusivos a este respeito. No
trabalho de Tinoco [88], há uma breve descrição sobre experimentos
envolvendo variação na rotação do substrato, porém sem nada conclusivo a
respeito do assunto específico. Entretanto, Ferreira [19] concluiu que este fato
pode está correlacionado com a ação das forças centrifugas que aumentam
com a elevação da rotação, gerando má distribuição das gotas do spray
durante a deposição, interferindo deste modo, no comportamento da
compactação e na ação da turbulência na fina camada de líquido existente na
superfície do depósito em crescimento e como conseqüência, no crescimento
da porosidade durante o processo de solidificação do material depositado.
Com relação a porosidade e densidade para os depósitos
conformados e extrudados, observa-se que de uma maneira geral, a
porosidade diminuiu e a densidade aumentou pela ação do processo de
extrusão quando comparado ao material na condição de somente conformado.
Comparando o comportamento da porosidade e da densidade para os
depósitos obtidos nas conformações de 1 a 3 onde a pressão variou de 0,8
MPa com RGM de 0,19 a 0,5 MPa com RGM de 0,12, verificou-se que o
material obtido com pressão de 0,8 MPa quando foi extrudado, reduziu a
porosidade em 2,05% e elevou a densidade em 6,25% e o obtido com pressão
de 0,5 MPa reduziu a porosidade em 1,69% e elevou a densidade em 7,10%.
No caso dos depósitos obtidos nas conformações de 4 a 6, onde a pressão de
atomização permaneceu constante em 1MPa com RGM de 0,23 e a rotação do
substrato variou de 0 rpm (CS4) a 40 rpm (CS6), verificou-se que o material
obtido com rotação de 0 rpm quando extrudado, reduziu a porosidade em
72
1,85% e aumentou a densidade em 7% enquanto o material obtido com rotação
de 40 rpm reduziu a porosidade em 4,18% e elevou a densidade em 6,12%.
Percebe-se assim, que a redução no percentual de porosidade e de elevação
na densidade do material da condição como conformado para a condição de
conformado e extrudado foram relativamente baixas, o que se deve a baixa
relação de extrusão de 5 para 1 adotada no processamento de todos os
depósitos conformados.
9.4 Comportamento microestrutural dos depósitos
9.4.1 Comportamento microestrutural por microscopia ótica dos depósi
tos conformados
As Figuras 9.2 (a,b,c.d) mostram o comportamento microestrutural dos
depósitos obtidos nas conformações 1 e 3 processados com pressão do gás de
atomização de 0,8 MPa (RGM de 0,19) e 0,5 MPa (RGM de 0,12) com rotação
do substrato constante em 40 rpm e dos depósitos obtidos nas conformações 4
e 6 processados com rotação do substrato de 0 rpm e 40 rpm e pressão do
gás de atomização mantida constante em 1 MPa conforme Tabela 9.2, todos
na condição de somente conformados.
73
Figura 9.2 Microestruturas via microscopia ótica dos depósitos conformados
a) depósito processado com pressão de 0,8 MPa b) depósito
processado com pressão de 0,5 MPa c) depósito processado com
rotação do substrato de 0 rpm d) depósito processado com rotação
do substrato de 40 rpm.
Verifica-se pelas micrografias, que as microestruturas dos depósitos
são compostas de grãos equiaxias e algumas finas fases secundárias
segregadas. O tamanho médio dos grãos situou-se na faixa de 42,5 a 45,7 µm
em relação a todos os depósitos, mostrando assim que não houve variação
significativa no tamanho médio dos grãos dos depósitos processados com o
uso dos parâmetros adotados para o processamento. A presença de grãos com
morfologia equiaxial nos depósitos, é atribuído a alta taxa de resfriamento
associada ao processo de solidificação rápida correspondente à conformação
por spray. Além disto, durante a deposição das gotas atomizadas, o impacto
daquelas parcialmente solidificadas contra a superfície de deposição pode
c
d
b
a
74
eventualmente deformá-las e fraturá-las e efetivamente fragmentar os braços
dendríticos, cujos fragmentos podem atuar como núcleos de solidificação, com
o crescimento e a coalescência destes fragmentos levando à formação dos
grãos equiaxiais nos materiais conformados por spray [6]. Para todas as
condições de conformação a porosidade se apresentou relativamente fina e
bem distribuída através dos depósitos, embora em alguns destes tenha sido
observado poros de tamanho maior com formato arredondado, que segundo
Feng [6] pode resultar do aprisionamento de gás contido nas gotas atomizadas
durante a deposição.
9.4.2 Comportamento microestrutural por MEV dos depósitos conforma
dos
As figuras 9.3 (a,b,c,d) mostram as microestruturas por MEV para os
mesmos depósitos correspondentes às microestruturas óticas acima referidas.
75
Figura 9.3 Microestruturas via MEV dos depósitos conformados a) depósito
processado com pressão de 0,8 MPa b) deposito processado
com pressão de 0,5 MPa c) depósito processado com rotação do
substrato de 0 rpm d) depósito processado com rotação do
substrato de 40 rpm.
A caracterização microestrutural via MEV dos depósitos conformados,
como mostrado na Figura 9.3 (a,b,c,d), revelou precipitados contínuos de
segundas fases nos contornos dos grãos, finos precipitados próximo dos
contornos e fase com morfologia eutética nos contornos, na região triangular
correspondente ao encontro de três ou mais grãos e que segundo Feng [6] e
Elmas [1], esta é característica de taxas de resfriamento baixas. Este
comportamento microestrutural se repetiu para todos os depósitos
conformados. Análises via EDS dos depósitos conformados foram realizadas e
a Tabela 9.3 mostra os resultados destas análises, os quais correspondem às
posições indicadas nas micrografias da Figura 9.3.
d
13
3
3
14
15
16
c
9
10
10
0
0
1
1
0
0
12
11
b
5
6
7
8
a
1
2
3
4
76
Tabela 9.3 Resultados das analises via EDS dos vários tipos de fases
intermetálicas mostradas na Figura 9.3 (a, b, c, d) - porcentagem em massa.
Posição
Al
Zn
Cu
Fe
Mn
1
75,88
1,88
11,44
10,40
0,40
2
73,32
8,10
18,58
----
----
3
77,43
5,19
17,38
----
----
4
95,63
3,23
1,14
----
----
5
72,38
3,85
23,77
----
----
6
80,72
5,50
13,78
----
----
7
92,51
5,34
2,15
----
----
8
76,58
1,46
4,79
17,17
----
9
74,32
4,82
20,86
----
----
10
94,51
4,32
1,17
----
----
11
75,28
6,12
18,60
----
----
12
74,30
1,79
7,05
16,85
----
13
65,35
2,17
14,62
17,30
0,56
14
93,71
4,83
1,46
----
----
15
78,29
5,90
15,81
----
----
16
75,01
5,36
19,63
----
----
Os resultados das análises por EDS dados na Tabela 9.3, mostram
que dentro da matriz, posições 4, 7, 10 e 14, as composições químicas foram
similares e compostas por uma solução sólida de Zn, Cu, e Mg em uma matriz
de alumínio, para todos os depósitos estudados, independente dos parâmetros
de processamento (pressão de atomização e rotação do substrato) adotados.
Partículas contidas nos contornos dos grãos correspondendo às posições 1, 8,
12, e 13, apresentaram alto conteúdo de Cu e Fe com composições próximas à
da fase intermetálica estequiométrica Al
7
Cu
2
Fe. A composição química da fase
com morfologia eutética correspondendo às posições 2, 5, 9 e 16, é composta
de AlZnCu com alto percentual de Cu, concordante com os resultados
apresentados por LILi [10]. Difração de raio-X dos depósitos foram
determinadas para identificação das fases observadas por MEV, entretanto
esta identificação não foi possível, provavelmente devido as suas baixas
concentrações.
77
9.4.3 Comportamento microestrutural por microscopia ótica dos depósi
tos conformados e extrudados
As Figuras 9.4 (a, b, c, d) mostram o comportamento microestrutural
por microscopia ótica para os mesmos depósitos cujas microestruturas são
mostradas nas Figuras 9.2 e 9.3, sendo neste caso, na condição de
conformados e extrudados.
Figura 9.4 Microestruturas via microscopia ótica dos depósitos conformados
e extrudados a) depósito processado com pressão de 0,8 MPa b)
depósito processado com pressão de 0,5 MPa c) depósito
processado com rotação do substrato de 0 rpm d) depósito
processado com rotação do substrato de 40 rpm.
a
b
c
d
78
Comparando as micrografias da Figura 9.4 (material conformado e
extrudado) com as da Figura 9.2 (material somente conformado), pode-se
perceber que o processo de extrusão proporcionou uma certa redução no nível
de porosidade dos depósitos, conforme mostrado na Tabela 9.2. Entretanto,a
redução imposta ao material no processo de extrusão não foi suficiente para
eliminar totalmente a porosidade, como era esperado. Pode-se perceber
também, que as micrografias da Figura 9.4 apresentam um comportamento
microestrutural mais refinado, em termos de tamanho de grão, em comparação
às da Figura 9.2. Este fato se deu, provavelmente devido a que as amostras
para análises microscópicas para o caso do material extrudado, foram retidas
transversalmente à direção de extrusão e neste caso, devido os grãos terem
sido alongados nesta direção pelo processo de deformação, a seção
transversal dos mesmos tenha sido reduzida.
9.4.4 Comportamento microestrutural por MEV dos depósitos confor
mados e extrudados
As Figuras 9.5 (a, b, c, d) mostram o comportamento microestrutural
via MEV dos depósitos obtidos nas conformações 1 e 6 cujos parâmetros de
processamento estão inseridos na Tabela 9.2.
79
Figuras 9.5 Microestruturas via MEV dos depósitos conformados e extrudados
obtidos nas conformações 1 e 6. (a) e (b) depósito da
conformação 1, (c) e (d) depósito da conformação 6.
Pode-se observar através das micrografias (a) e (c) tomadas da
seção transversal dos depósitos extrudados, que ocorreu uma reestruturação
na microestrutura do material dos mesmos, com evidente refinamento desta,
quando comparada com a dos depósitos na condição de somente conformados
mostrada na Figura 9.3. Pode ser visto também, que a grande maioria das
fases secundárias existentes no interior dos contornos de grão na forma
contínua e na forma de eutético, quanto de precipitados próximo dos contornos,
foram fraturadas em pequenas partículas pela tensão cisalhante envolvida na
deformação durante a extrusão, cuja tensão foi superior à tensão de fratura
destes precipitados, e assim ocorrido o refinamento das fases secundárias e
portanto da microestrutura.
a
c
d
7
5
6
8
b
1
3
4
2
80
Embora tenha ocorrido refinamento microestrutural dos depósitos
extrudados por fragmentação de segundas fases durante extrusão, como
mostrados nas micrografias (a) e (c) da Figura 9.5, pode-se observar também,
pelas micrografias (b) e (d) da mesma figura, que nem todas as fases
precipitadas sofreram fragmentação e portanto, não havendo um refinamento
total da microestrutura destes depósitos. A causa para isto, provavelmente
tenha sido a baixa relação de extrusão de 5:1 adotada no processo de extrusão
para todos os depósitos processados, o que não foi suficiente para
proporcionar uma tensão cisalhante superior à tensão de fratura destes
precipitados.
Análises por EDS das fases não fraturadas pelo processo de extrusão
foram realizadas para as posições indicadas nas micrografias (b) e (d) da
Figura 9.5 e os resultados indicados na Tabela 9.4.
Tabela 9.4 Resultados das análises via EDS dos vários tipos de fases
intermetálicas indicadas na Figura 9.5 (b) e (d) pelas posições de
1 a 8 - porcentagem em massa.
Posição
Al
Zn
Cu
Fe
1
88,93
1,37
9,70
----
2
90,93
1,41
2,90
4,76
3
97,42
1,79
0,79
----
4
97,26
1,85
0,88
----
5
84,96
1,26
13,78
----
6
84,78
2,75
4,97
7,50
7
96,14
2,66
1,20
----
8
82,04
1,38
7,35
9,22
Os resultados das análises por EDS dados na Tabela 9.4, mostram
que dentro da matriz, posições: 3 e 7, as composições químicas foram
compostas por uma solução sólida de Zn, Cu, e Mg em uma matriz de alumínio
e similares às composições das posições 4, 7, 10 e 14 correspondentes às
micrografias mostradas na Figura 9.3 e Tabela 9.3 para os depósitos na
81
condição de somente conformados, dando indicação de que o processo de
extrusão não interferiu na composição da matriz microestrutural dos depósitos.
As fases não fraturadas correspondentes às posições 2, 6 e 8,
apresentaram alto percentual de Fe e Cu com composições próximas à da fase
intermetálica estequiométrica Al
7
Cu
2
Fe e com similaridade às das posições 1,
8, 12 e 13 mostradas nas micrografias a, b, c e d da Figura 9.3 para os
depósitos na condição de somente conformados, mostrando assim a
resistência destas fases à fragmentação pela tensão cisalhante desenvolvida
durante a extrusão, para a relação de extrusão (5:1) imposta ao material. As
outras fases não fragmentadas correspondentes às posições 1, 3, 4, 5 e 7,
apresentaram comportamento semelhante às das posições 2, 6 e 8 quanto a
resistência à fragmentação, com as fases correspondente às posições 1 e 5
apresentando alto conteúdo de Cu ao contrário daquelas das posições 3, 4 e 7
que apresentaram baixos percentuais de Cu e Zn.
O comportamento microestrutural apresentado pelos depósitos
correspondentes às conformações 1 e 6 nas condições de conformados e
extrudados, se repetiu para os outros depósitos extrudados tanto ao que
correspondeu à fragmentação das fases quanto ao tipo de fases não
fragmentadas.
9.4.5 Comportamento microestrutural por microscopia ótica dos depósi
tos conformados, extrudados e tratados termicamente
As Figuras 9.6 (a, b, c, d) mostram o comportamento microestrutural
por microscopia ótica para os mesmos depósitos cujas microestruturas são
mostradas nas Figuras 9.2, 9.3 e 9.4, sendo neste caso, na condição de
conformados, extrudados e tratados termicamente por solubilização e
envelhecimento.
82
Figura 9.6 Microestruturas via microscopia ótica dos depósitos conformados,
extrudados e tratados termicamente a) depósito processado com
pressão de 0,8 MPa b) deposito processado com pressão de 0,5
MPa c) depósito processado com rotação do substrato de 0 rpm d)
depósito processado com rotação do substrato de 40 rpm.
Como mostra a Figura 9.6, após tratamento térmico de solubilização e
envelhecimento os contornos dos grãos não são mais visíveis. Isto ocorreu,
devido a dissolução de fases secundárias segregadas, as quais decoravam os
contornos dos grãos antes do tratamento térmico, como mostrado nas
micrografias da Figura 9.2 para os depósitos na condição de somente
conformados. Entretanto, alguma porosidade ainda permanece no material a
despeito do processo de extrusão sofrido, como já descrito no item 9.4.3.
a
b
100μm
100μm
c
d
100μm
100μm
83
9.4.6 Comportamento microestrutural por MEV dos depósitos conforma
dos, extrudados e tratados termicamente
As Figuras 9.7 (a, b, c e d), mostram o comportamento microestrutural
por MEV para os mesmos depósitos cujas microestruturas são mostradas na
Figura 9.6 e para as mesmas condições de conformados, extrudados e
tratados termicamente por solubilização e envelhecimento.
Figuras 9.7 Microestruturas via MEV dos depósitos conformados, extrudados e
tratados termicamente a) depósito processado com pressão de 0,8
MPa b) depósito processado com pressão de 0,5 MPa c) depósito
processado com rotação do substrato de 0 rpm d) depósito
processado com rotação do substrato de 40 rpm.
c
d
1
2
3
4
5
6
7
8
a
b
84
Os resultados das análises microestruturais via MEV realizadas nos
depósitos após tratamento térmico de solubilização e envelhecimento,
apresentadas na Figura 9.7, revelaram partículas grossas de fase secundária
com formas irregulares na matriz microestrutural de todos os depósitos
processados, algumas partículas finas principalmente nos depósitos
processados nas conformações 1 (pressão de atomização de 0,8 MPa e
rotação do substrato de 40 rpm ) e 4 ( rotação do substrato de 0 rpm e pressão
de atomização de 1 MPa) e alguns poros arredondados principalmente para os
depósitos processados nas conformações 1 (pressão de atomização de 0,8
MPa e rotação do substrato de 40 rpm) e 6 (pressão de atomização de 1 MPa
e rotação do substrato de 40 rpm).
Análises feitas por EDS nas fases precipitadas para as posições
numeradas de 1 a 8 nas micrografias das Figuras 9.7 (a, b, c, d) cujos
resultados são exibidos na Tabela 9.5, mostrou a presença de Fe nas
partículas grosseiras não dissolvidas, correspondentes às posições 1, 4, 5 e 8,
apresentando as mesmas um alto teor de Cu, levando-as para uma
composição próxima a do intermetálico estequiométrico Al7Cu2Fe. Este
intermetálico contendo ferro, presente na microestrutura dos depósitos (da liga)
tratados termicamente por envelhecimento, são partículas constituintes e
consequentemente não dissolvíveis pelos tratamentos utilizados e conforme
Feng [6], estão quase sempre presentes na microestrutura das ligas Al-Zn-Mg-
Cu. Independente dos parâmetros de processo e das condições de
processamento dos depósitos, a composição das matrizes microestruturais dos
depósitos foram similares, mostrando uma solução sólida de Cu e Zn em uma
matriz de alumínio.
85
Tabela 9.5 Resultados das análises via EDS dos vários tipos de fases
intermetálicas indicadas na Figura 9.7 (a, b, c e d) pelas posições
numeradas de 1 a 8 - porcentagem em massa.
Posição
Al
Zn
Cu
Fe
1
85,02
1,20
8,75
5,03
2
97,12
2,36
0,52
----
3
95,95
3,15
0,90
----
4
88,07
2,39
5,10
4,44
5
79,62
0,88
9,93
9,57
6
96,78
2,40
0,82
----
7
95,99
2,82
1,19
----
8
74,10
1,77
15,86
8,27
Como a composição química, as condições de extrusão e de
tratamento térmico foram mantidas constantes, a pequena diferença na
microestrutura final relativo a porosidade e a segundas fases intermetálicas,
pode ter sido uma conseqüência dos diferentes parâmetros de processamento
(pressão de atomização e rotação do substrato) empregados na obtenção dos
depósitos, onde a mais alta pressão de atomização e maior nível de rotação do
substrato levou ao mais alto percentual de porosidade (conformações 1 e 6),
enquanto que as condições onde a pressão de atomização foi de 0,5 MPa e
rotação do substrato de 40 rpm (conformação 1) e rotação do substrato de 0
rpm com pressão de atomização de 1 MPa (conformação 4) o nível de fases
secundárias precipitadas foi maior.
9.5 Propriedades mecânicas dos depósitos processados
As propriedades mecânicas de tração foram determinadas no material
como recebido do fornecedor (material comercial) e em todos os depósitos
para as condições de como conformados, conformados e extrudados e
86
conformados, extrudados e tratados termicamente por envelhecimento. A
propriedade de dureza foi determinada somente no material comercial e nos
depósitos para a condição de conformados, extrudados e tratados
termicamente por envelhecimento. Os resultados determinados para estas
propriedades são mostrados na Tabela 9.6.
Tabela 9.6 Propriedades mecânicas
C
o
n
f
o
r
m
Material CS
Material CS
extrudado
Material CS extrudado e
tratado termicamente
LRT
(MPa)
LE
(MPa)
Alon
gam
(%)
LRT
(MPa)
LE
(MPa)
Alon
gam
(%)
LRT
(MPa)
LE
(MPa)
Alon
gam
(%)
Du
reza
HV
1
115,3
83,1
2,4
387,4
291,2
6,3
433,8
383,5
7,2
145,6
2
153,6
133,1
1,7
401,1
299,2
5,6
443,7
392,6
6,6
150,3
3
220,4
165,9
0,8
433,9
318,7
4,3
492,1
398,4
5,2
168,8
4
206,7
193,7
1,1
429,3
318,0
4,7
489,2
433,2
5,9
166,4
5
169,7
142,2
1,4
421,2
304,9
5,0
458,2
431,5
6,2
153,8
6
91,5
62,8
2,9
351,2
261,9
6,9
406,6
386,3
7.9
142,7
Os valores obtidos para as propriedades do material comercial
correspondem a: LRT: 461,4MPa, LE: 412,6MPa, Alongamento: 7,6% e
Dureza: 159,7HV.
9.5.1 Análise do comportamento das propriedades mecânicas de tração
Verifica-se pelos dados da tabela acima, que o material na condição
de como conformado por spray apresentou baixos valores tanto para os limite
de resistência e escoamento quanto para o alongamento. Estes valores se
mostraram inferiores quando comparados aos do mesmo material nas
condições de como conformado por spray e fundido convencionalmente
87
apresentados no trabalho de Lou [82], sendo que para o último caso, apenas
os depósitos processados nas conformações 3 e 4, cujos parâmetros de
processamento são mostrados na Tabela 9.2, apresentaram limites de
resistência superiores, permanecendo os valores do alongamento em níveis
inferiores. Este fato é contraditório com a literatura [10], quando a mesma cita
que materiais processados por conformação por spray apresentam
propriedades mecânicas superiores aos fundidos convencionalmente. Isto pode
ser explicado pelo alto percentual de porosidade apresentado nos depósitos
processados neste trabalho, como mostra a Tabela 9.2 para as conformações
1, 2, 3, 4 e provavelmente também, pelo mais alto nível de segundas fases
grosseiras presentes nestes depósitos, mostradas nas micrografias da Figura
9.3, em comparação ao processado no trabalho supra citado.
Da Tabela 9.6, pode-se verificar que quando os depósitos foram
submetidos ao processo de extrusão, as propriedades mecânicas e
alongamentos evoluíram em relação à condição de somente conformados.
Este fato ocorreu, devido ao refinamento sofrido pela microestrutura do material
dos depósitos conformados, causado pela fragmentação das fases secundarias
nela existentes, pelo processo de extrusão, como descrito no segundo
parágrafo do item 9.4.4. Além disto, o processo de extrusão proporcionou
fechamento da maioria dos poros existentes na referida microestrutura como
mostrado na Tabela 9.2, o que auxiliou na elevação das propriedades
mecânicas supracitadas.
Para a condição de conformados, extrudados e tratados termicamente,
todos os depósitos apresentaram propriedades mecânicas bem superiores
quando comparadas às apresentadas pelas condições de conformados e
conformados e extrudados. Com relação ao material comercial, os depósitos
extrudados e tratados termicamente (solubilizados e envelhecidos)
apresentaram limites de resistência e escoamento superiores, apenas para as
conformações 3 e 4 como mostrado na Tabela 9.6. Este comportamento nas
propriedades mecânicas dos depósitos tratados termicamente em relação às
outras condições, pode ser explicado como segue:
88
A elevação das propriedades dos depósitos tratados termicamente em
relação aos conformados e conformados e extrudados, pode ter ocorrido
devido ao tratamento solubilização realizado em dois estágios como descrito
no procedimento experimental, onde no primeiro estágio as fases de baixo
ponto de fusão tenham sido dissolvidas na matriz tanto quanto possível e no
segundo estágio, a maioria das fases de mais alto ponto de fusão como pode
ser visto quando comparada as micrografias da Figura 9.7 com as das Figuras
9.3 e 9.5. Portanto, baseado nestas considerações, os depósitos após
tratamento térmico de envelhecimento poderão apresentar propriedades
mecânicas mais altas. Além disto, na microestrutura das ligas Al-Zn-Mg-Cu
tratadas termicamente por envelhecimento, sempre estão presentes os
precipitados n ou n’ e algum tipo de dispersóide, que podem impedir o
movimento de discordâncias durante deformação na tração, elevando assim
os limites de resistência e escoamento do material.
Em se tratando da elevação das propriedades mecânicas dos
depósitos obtidos nas conformações 3 e 4, tratados termicamente por
envelhecimento, em relação ao material comercial, isto pode ser explicado
pelo fato que os materiais conformados por spray apresentam microestrutura
mais refinada, onde no caso presente o tamanho médio de grão dos depósitos
situou-se na faixa de 42,5 a 45,7 µm. Além disto, devido às altas taxas de
resfriamento (10
3
a 10
4
o
C) normalmente impostas aos materiais processados
por CS, o nível de segregação de fases grosseiras é reduzida e a forma e
distribuição de segundas fases tende a ser mais uniforme, como mostrado nas
micrografias da Figura 9.3, quando comparado aos materiais processados
convencional. Em adição, a conformação por spray aumenta a solubilidade
sólida de elementos de liga na matriz aumentando a resistência da liga. No
caso das ligas Al-Zn-Mg-Cu, isto se dá devido à diferença de escalas atômicas
especialmente entre os átomos de Al e Zn, o que é constatado pela grande
quantidade de Zn na matriz de alumínio, como mostrado na Tabela 9.3, para as
posições 4, 7, 10 e 14 correspondentes às micrografias mostradas na Figura
9.3.
89
Outro fator que indica ter tido significante influência com relação às
propriedades mecânicas, foi a relação gás/metal (RGM). Mais alta RGM
possibilita microestrutura com grãos mais refinados e segundas fases mais
finas e uniformemente distribuídas, o que comumente possibilitaria elevação
das propriedades mecânicas. Entretanto, isto não ocorreu no presente trabalho,
onde se observa das Tabelas 9.2 e 9.6 que o depósito obtido na conformação
1 ( rotação do substrato constante em 40 rpm e pressão de atomização de 0,8
MPa com RGM de 0,19) apresentou limites de resistência e escoamento
inferiores aos das conformações 2 (rotação do substrato constante em 40 rpm
e pressão de atomização de 0,7 MPa com RGM de 0,16) e 3 (rotação do
substrato constante em 40 rpm e pressão de atomização de 0,5 MPa com
RGM de 0,12), com o da conformação 3 apresentando os mais altos valores
para os referidos limites entre todas as conformações, embora tenha sofrido
menor taxa de resfriamento e como conseqüência apresentado maior
percentual de segundas fases grosseiras. Este fato se explica, pelo elevado
percentual de porosidade apresentado pelo depósito da conformação 1, que
se situou em torno de 10% em comparação ao da conformação 3 que ficou
em torno de 6%.
O aumento da porosidade com elevação da RGM, também levou os
depósitos das conformações 2 e 3 para a condição de como conformados, a
apresentarem propriedades mecânicas de tração inferiores às do material
comercial porém, quando tratado termicamente, o depósito da conformação 3
apresentou valores superiores para estas propriedades (devido aos fatos
descritos no sexto parágrafo do ítem 9.5) como mostrado na Tabela 9.6, a qual
também mostra, que ao contrário da resistência mecânica o alongamento
aumentou, onde o depósito da conformação 1 apresentou alongamento em
torno de 7%, o qual foi maior que os dos depósitos das conformações 2 e 3 e
similar ao do material comercial.
Em se tratando da influência da rotação do substrato nestas
propriedades, verifica-se das Tabelas 9.2 e 9.6, que a elevação desta rotação
90
adotando pressão de atomização constante em 1 MPa, proporcionou aumento
de porosidade nos depósitos como discutido no quinto parágrafo do item 9.3 e
como conseqüência, redução das propriedades acima citadas, ficando o
depósito da conformação 4 na condição de como tratado termicamente, com os
limites de resistência e escoamento superiores aos do material comercial, por
apresentar porosidade em torno de 6%, enquanto o da conformação 6 com
porosidade em torno de 14% apresentou menores valores para estas
propriedades.
Pode-se perceber também, pelas mesmas tabelas acima citadas, que
a ductilidade dos depósitos para estas condições de processamento aumentou
com a rotação do substrato, onde para os depósitos na condição de tratados
por envelhecimento, o maior valor para esta propriedade ocorreu para o
depósito da conformação 6 com alongamento de 7,9 sendo este superior ao
do material comercial. Isto ocorreu devido ao refinamento da estrutura causada
pelo alto valor da RGM (0,23), como discutido no sétimo parágrafo do item 9.5,
embora o percentual de porosidade no depósito tenha se situado em um nível
alto, pela influência da mais alta rotação do substrato (40 rpm).
Embora os depósitos das conformações 3 e 4 tenham apresentado
propriedades mecânicas superiores às do material comercial para a condição
de tratados termicamente, percebe-se que as diferenças entre estas
propriedades para os dois materiais não foi tão significante e portanto, o
material conformado, extrudado e tratado termicamente por envelhecimento
não apresentou propriedades mecânicas tão boas quanto era esperado. A
causa disto, além da porosidade existente nos depósitos processados, pode ter
sido a presença de fases secundárias não dissolvidas pelo tratamento de
solubilização, principalmente as contendo muito Zn, Cu, e ou Fe, presentes no
material tratado termicamente como mostrado nas micrografias da Figura 9.7 e
na Tabela 9.5, cujas fases são bastante frágeis com a fratura progredindo
através das mesmas ou na interface destas com a matriz, reduzindo assim as
propriedades mecânicas do material, já que o mesmo foi tratado termicamente
para a dureza máxima de envelhecimento.
91
9.5.2 Análise de dureza máxima no tratamento térmico de envelhecimento
O tratamento térmico de envelhecimento foi realizado em cinco (5,0)
amostras extrudadas de cada depósito, conforme descrito no procedimento
experimental, realizando inicialmente o tratamento térmico de solubilização em
duplo estágio de temperaturas, seguido de resfriamento em água à
temperatura ambiente. Após solubilização e resfriamento, estas amostras
foram tratadas termicamente por envelhecimento a 120
o
C por tempos
diferentes (2h, 4h, 6h, 8h e 12h), seguido de resfriamento em água, o que
resultou nas durezas máximas mostradas na Tabela 9.6, correspondentes a
cada depósito, para um tempo único de 8h.
Pode-se verificar que as durezas máximas de envelhecimento
correspondentes aos depósitos das conformações 3 e 4, se apresentaram
mais altas que a dureza correspondente ao material comercial. Isto foi possível,
provavelmente devido a presença da grande densidade de precipitados
refinados de segundas fases na microestrutura dos depósitos, o que é
característico dos materiais conformados por spray, quando comparados aos
processados convencionalmente. Fato este, que proporciona um menor
espaçamento entre os precipitados e consequentemente uma maior tensão é
requerida para movimentação das discordâncias, elevando assim a dureza. Em
se tratando dos outros depósitos em que a dureza foi inferior à do material
comercial, isto pode ter sido influenciado pela presença do elevado percentual
de porosidade nos mesmos.
92
93
10 CONCLUSÕES
A microestrutura da liga de alumínio 7075 T6 conformada por spray,
apresentou grãos equiaxiais com tamanho médio na faixa de 42,5 a
45,7 µm para as condições de processamento adotadas.
A liga na condição de conformada, apresentou limite de resistência,
escoamento e alongamento relativamente baixos em comparação à
condição de fundida convencionalmente, ao contrário do esperado, o
que se deve ao alto percentual de porosidade presente para os mais
altos valores de RGM e rotação do substrato.
Na condição de como extrudada, independente das condições de
processamento, a liga apresentou propriedades mecânicas de tração
mais altas do que no estado como conformada, sendo que tal
ocorrência se deu devido ao fechamento de poros e refinamento de
fases secundárias pela fragmentação das mesmas, ocorridos durante
deformação no processamento da extrusão pelas tensões
desenvolvidas.
A liga conformada por spray para as condições de pressão de
atomização de 0,5 MPa com rotação do substrato de 40 rpm e pressão
de 1,0 MPa e substrato estacionário submetida ao envelhecimento,
apresentou ligeira alta no limite de resistência à tração, escoamento e
dureza em relação à liga comercial, embora tenha apresentado um
nível de porosidade em torno de 6%.
Embora a liga conformada e envelhecida tenha apresentado
propriedades mecânicas superiores às do material comercial para
duas condições de processamento, percebe-se que as diferenças
entre estas propriedades para os dois materiais não foi tão significante
94
e portanto, o material tratado termicamente por envelhecimento não
apresentou propriedades mecânicas tão boas quanto era esperado. A
principal causa para isto, além da porosidade existente, provavelmente
tenha sido a presença de fases secundárias não dissolvidas pelo
tratamento de solubilização, que fragiliza o material.
A dureza máxima de envelhecimento, ocorreu para um tempo de
tratamento de oito (8,0) horas independente das condições de
processamento, provavelmente devido à estreita faixa de variação dos
parâmetros de processamento e a não variação na composição da
liga.
95
11 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
Processar a mesma liga por conformação por spray adotando variação
em outros parâmetros de processamento e estudar a influência destes
no comportamento microestrutural e nas propriedades mecânicas de
tração, tenacidade e fadiga para a condição de tratada por
envelhecimento.
Processar por conformação por spray outras ligas do sistema Al-Zn-
Mg-Cu com mais altos percentuais de Zn e estudar a influência deste
elemento no comportamento do envelhecimento através da dureza
máxima e nas propriedades de tração e fadiga nesta condição de
processamento.
Processar por conformação por spray a liga de alumínio 7075 e uma
outra com mais alto percentual de Zn do mesmo sistema Al-Zn-Mg-Cu
e estudar o comportamento destas ligas quanto a corrosão sob tensão
e à corrosão intergranular, para várias condições de envelhecimento.
96
97
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