RELAÇÃO MICROESTRUTURAL/PROPRIEDADES MECÂNICAS DA LIGA DE
ALUMÍNIO AA 8023
Tiziana Tavares Alves (1)
Ricardo Artur Sanguinetti Ferreira (2)
(1)Programa de Pós-gradução em Engenharia Mecânica – Área de Materiais e Fabricação da
Universidade Federal de Pernambuco – UFPE, e-mail: [email protected]
(2) Departamento de Engenharia Mecânica da Universidade Federal de Pernambuco –
DEMEC / UFPE – Av. Acadêmico Hélio Ramos s/n Cidade Universitária 50.741-530,
Recife-PE, E-Mail: [email protected].
Resumo
A liga de alumínio AA 8023, pertence ao sistema Al-Fe-Mn, e tem como principal
característica elevada resistência e formabilidade. É aplicada na produção de folhas finas
para utilização em embalagens diversas e em sistemas de resfriamento, como aletas de
radiadores automotivos. O objetivo deste trabalho é estabelecer seqüências térmicas para a
obtenção de uma microestrutura que permita a adequação de propriedades conflitantes como
formabilidade e resistência. Neste trabalho, a evolução microestrutural foi estudada em
função de diferentes temperaturas para avaliação dos efeitos da decomposição sobre a
morfologia. A liga foi tratada em diferentes temperaturas, com tempos variados que foram
estimados com base num estudo feito em calorimetria diferencial de varredura-DSC. As
microestruturas em evolução foram caracterizadas por Microscopia Eletrônica de VarreduraMEV. As propriedades mecânicas foram avaliadas por ensaios de tração uniaxial, segundo
norma ASTM-E8M-89B. Os resultados mostraram que, dependendo da temperatura de
tratamento, a estrutura dendrítica da liga bruta pode evoluir para uma estrutura de partículas
sem que nenhuma deformação prévia seja imposta. As propriedades mecânicas mostraram-se
sensíveis às condições de decomposição. Portanto, o compromisso entre formabilidade e
resistência mecânica pode ser estabelecido durante uma decomposição isotérmica, devendose, para isso, controlar a fração volumétrica e o tamanho das partículas de segunda fase.
Palavras-Chave: Ligas de alta formabilidade, Ligas Al-Fe-Mn
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1. INTRODUÇÃO
O desenvolvimento de novas ligas de alumínio tem sido uma preocupação constante
dos produtores mundiais que visam atender a demanda deste insumo nos mais variados
segmentos industriais. A indústria automotiva e de embalagens, por exemplo, com demandas
importantes no mercado, tem puxado o desenvolvimento destas ligas que têm mostrado uma
grande capacidade de adequar-se aos mais exigentes processos de fabricação a partir de
folhas finas.
Para a produção de folhas finas, que sirva como matéria prima para produtos
derivados, é necessária uma adequação de duas propriedades mecânicas conflitantes como a
formabilidade e a resistência mecânica. O atendimento deste compromisso tem sido
postulado por vários autores como Moris (1987), Clemente (1987) e Rodrigues et al. (1990),
para diversos sistemas de ligas de alumínio. Os resultados, mesmo sendo quantitativos, já
mostraram que a adequação é possível e depende fundamentalmente do entendimento dos
mecanismos difusionais que interagem durante a decomposição da liga (Sanguinetti et al.
1998).
As ligas eutéticas de alumínio com sistemas ternários obtidas pelo processo “Roll
Caster” podem evoluir, segundo Li Ben Q. (1995) e Westengen et al. (1994), para uma
microestrutura de grãos extremamente finos e com propriedades mecânicas bastante
interessantes, do ponto de vista industrial. Durante tratamentos para decomposição
isotérmica, uma nova fase pode ser nucleada em condições metaestáveis como conseqüência
da redução do campo interno de deformação produzida no “caster”. Segundo Clemente
(1987) e Moris (19977) estas finas partículas quando uniformemente dispersas tendem a
estabelecer uma combinação perfeita entre a formabilidade e a alta resistência. Estudos
recentes feitos na liga AA 8023 revelaram que a formabilidade tende a ser condicionada pelo
rejeito de soluto da matriz (microsegregação), conduzindo a um ordenamento de curto
alcance durante uma decomposição isotérmica. Por outro lado, a resistência tende a ser
condicionada pela forma, dispersão e fração volumétrica das partículas de segunda fase,
formadas a partir do ordenamento (Sanguinetti et al 1998).
Neste trabalho será mostrado como a microestrutura pode ser controlada para que o
compromisso entre formabilidade e resistência mecânica seja obtido.
2. MÉTODOS EXPERIMENTAIS
A liga estudada neste trabalho foi produzida pela Alcoa Alumínio S.A. O material foi
fornecido em forma de tiras, obtidas de chapas semi-acabadas, recém saídas do processo
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“Roll Caster”. Para estudo da decomposição, foi feita uma estimativa prévia dos tempos de
transformação, com análise térmica diferencial.
Para estas análises foi usado um
equipamento do tipo DSC – 2010 TA, equipado com cadinhos de platina. Seguindo-se à
análise térmica foram feitos tratamentos para decomposição da liga, em temperaturas entre
480° e 500°C e em tempos de tratamento de 3, 6 e 12 horas. Os tratamentos térmicos foram
realizados ao ar em um forno do tipo mufla, equipado com termopares do tipo K e acuidade
de ± 3°C.
Os ensaios mecânicos foram feitos segundo a norma ASTM-E8M-89B, com a qual
obtivemos os valores para o alongamento, limite de resistência mecânica e para o limite de
escoamento. Para estes ensaios, duas diferentes condições termomecânicas foram utilizadas:
Primeiramente, as propriedades foram levantadas com a liga tratada nas temperaturas de 480,
490 e 500°C em tempos de taratamento de 3, 6 e 12 horas. Em uma segunda situação, as
propriedades foram obtidas com as mesmas condições anteriores, porém, a liga foi
previamente laminada a frio com deformação da ordem de 80%. A laminação foi feita em um
laminador tipo ourives, utilizando-se uma taxa de deformação média de 1,6 s-1 e passes
sucessivos de 0,5mm, até chegar a espessura final de 1,0mm. Finalizados os tratamentos e os
ensaios mecânicos, os materiais foram submetidos ao processamento metalográfico
tradicional para caracterização microestrutural. Para caracterização microestrutural, os corpos
de prova, após metalografia tradicional, receberam um polimento suplementar com sílica
coloidal. Tanto a análise da morfologia quanto a microanálise química foram realizadas em
um Microscópio Eletrônico de Varredura- MEV Leica S440Si, equipado com detector de
elétrons retroespalhados e Espectrômetro a Dispersão de Energia-EDS.
3. RESULTADOS EXPERIMENTAIS
3.1 Estudo prévio da decomposição
A análise térmica diferencial foi realizada utilizando a liga bruta não deformada e a
liga bruta deformada a 80% (Fig. 1 e Fig.2). Para a liga não deformada, não foi observada
nenhuma anomalia sobre a curva até temperaturas próximas a 420°C. A partir desta
temperatura, um importante pico endotérmico é iniciado. Este acidente sobre a curva foi
associado a uma transformação de fase por nucleação e crescimento.
Para a liga com deformação um pequeno pico associado a recristalização foi
observado em temperaturas próximas a 275°C. Um grande pico endotérmico é iniciado em
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temperaturas ligeiramente superiores a 350°C. Esta anomalia, característica das
transformações de fase por nucleação e crescimento, foi antecipado em relação a liga sem
deformação.
30
30
DSC - Análise Dinâmica
AA 8023 S/D
10
0
-10
-20
DSC - Análise dinâmica
AA 8023 C/D
20
Fluxo de Calor [W/g]
Fluxo de calor [W/g]
20
10
0
-10
-20
-30
-30
-40
-40
100
200
300
400
500
0
Temperatura [oC]
Figura 1- DSC da liga sem deformação
100
200
300
400
500
Temperatura [oC]
Figura 2–DSC da liga com deformação
3.2 Influência da temperatura e do tempo de tratamento
A estrutura bruta de “Roll Caster” é constituída de células dendríticas, cujos contornos
apresentam-se enriquecidos de microconstituintes, principalmente, ferro, manganês e traços
de silício. A solidificação rápida no Caster, da ordem de 3000°C na superfície da chapa, não é
suficiente para evitar a microsegregação, mantendo os microconstituintes em solução.
(Figura 3)
Figura 3- Microestrutura bruta de fusão
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38004
A estrutura bruta da liga AA 8023 quando decomposta isotermicamente apresenta
modificações na sua morfologia ao longo do tempo. Para temperaturas inferiores a 420°C, as
modificações microestruturais não são muito significativas. Esta liga tratada durante 30 horas
a 385°C apresenta o espaçamento interdendrítico enlarguecido que pode ser justificado pelo
incremento do rejeito de soluto.
Para temperaturas superiores a 420°C as modificações na microestrutura são
significativas. A estrutura dendrítica evolui para uma estrutura de partículas quando a liga é
tratada a 495°C durante 24 horas.
b
a
10 µm
Figura 4-Microestruturas tratadas: a-) 385°C por 30 horas; b-) 495°C por 24 horas
Quando decomposta isotermicamente durante 6 horas nas três diferentes temperaturas,
apresenta modificações na morfologia, conforme está mostrado na figura 5, itens a, b e c.
Nesta figura, vê-se uma tendência do volume de microsegregados crescer com a temperatura
para formar partículas globulares. Na liga tratada a 500°C já se observa a tendência das zonas
ricas em soluto transformarem-se em partículas.
a
b
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d
c
Figura 5 – Evolução microestrutural após tratamentos nas temperaturas de: a-) 480°C – 6
horas; b-) 490°C-6 horas, c-) 500°C-6 horas e d-) 500°C-12 horas.
Para o tempo de 12 horas de tratamento (Fig. 5-d) esta tendência é ainda mais significativa.
3.3 Influência da temperatura, do tempo de tratamento e da deformação
Quando a liga é deformada vemos claramente uma modificação na morfologia da
estrutura sem tratamento. As partículas tendem a assumir um direcionamento ao longo da
microestrutura (figura 6). A estrutura dendrítica original é substituída por uma estrutura de
aspecto fibroso e direcional, onde o microsegregado se apresenta disperso, porém orientado
no sentido da deformação.
Figura 6 – Microestrutura deformada a 80% e sem tratamento térmico.
Após um tratamento a 490°C durante 12 horas, a microestrutura se apresenta
homogênea e as partículas ainda se mostram uniformemente distribuídas (figura 7). O
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fibramento tende a desaparecer com o tempo e a microestrutura recristalizada apresenta-se
homogênea, com as partículas uniformemente distribuídas. O tamanho das partículas tende a
crescer com o tempo.
Figura 7– Microestrutura previamente deformada a 80% e tratada a 490°C por 12 horas
3.4 Efeito do tempo e da temperatura nas propriedades mecânicas
Os ensaios mecânicos foram realizados utilizando-se três corpos de prova para cada
temperatura de tratamento e os resultados foram plotados fazendo-se uma média das três
medidas obtidas.
Os resultados mostraram que, em relação ao estado bruto, o limite de escoamento
diminui exponencialmente com o tempo, para qualquer que seja a temperatura de tratamento.
Nos primeiros instantes de tratamento (0 < t <3 h) a redução é brusca, porém, a partir de três
horas a diminuição torna-se menos acentuada. A dispersão entre os valores de escoamento a
partir de três horas só se justifica pela imprecisão das medidas. Como anomalia (figura 8)
destacaríamos o fato das ligas tratadas a 480°C e 500oC , apresentarem um comportamento
diferente quando comparado com a liga tratada a 490o C. Nestas duas temperaturas,
praticamente, não se observa amolecimento ao passar-se de 3 para 6 horas. Isso só se justifica
pela dispersão das medidas.
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0
2
4
6
8
10
0
2
4
6
8
10
10
10
150
145
8
C480
C490
C500
140
6
135
4
130
8
24
Alongamento(%)
Limite de Escoamento(MPA)
25
23
6
C480
C490
C500
22
4
21
2
125
2
20
0
120
0
2
4
6
8
10
12
0
19
0
Tempo(horas)
2
4
6
8
10
12
Tempo(horas)
Figura 8– Variação do limite de
escoamento em função do tempo
Figura 9- Variação do alongamento em
função do tempo
Os resultados mostrados na figura 9 mostram que o alongamento cresce
exponencialmente com o aumento da temperatura de tratamento. Para um tempo de 3 horas,
quanto maior a temperatura, maior o alongamento. Para um tempo de 12 horas, a condição
anterior é invertida. Quanto maior a temperatura, menor o alongamento. Para o tempo de
tempo de 6 horas de tratamento, os resultados mostram um uma condição transitória entre os
tempos de 3 e 12 horas.
3.5 Efeito da deformação nas propriedades mecânicas
O efeito da deformação sobre as propriedades mecânicas foi avaliado para uma única
temperatura de tratamento. Para a liga deformada previamente a 80% e depois tratada a
490oC, os resultados mostraram um comportamento análogo ao caso anterior, entretanto, uma
significante anomalia foi observada para o tempo de três horas. Neste caso, o escoamento
diminui bruscamente até o tempo de
3 horas de tratamento e depois volta a crescer,
ligeiramente, para os tempos de 6 e 12 horas. Na figura 10, observamos um ponto de mínimo
valor de escoamento, aproximadamente 80 MPa, para o tempo de três horas.
O alongamento para a liga no seu estado bruto e deformada é pequeno,
aproximadamente 5%. Após um tempo de tratamento de 3 horas, a liga sofre um aumento
significativo no seu alongamento, chegando a atingir um valor de 32,5%. Para o tempo de 6
horas de tratamento, o alongamento diminui e volta a crescer ligeiramente num tempo de 12
horas (figura 11).
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38008
0
2
4
6
8
0
10
2
4
6
8
10
10
10
280
35
260
240
30
8
deformado
200
6
180
160
4
140
120
Alongamento(%)
Escoamento(mPA)
220
8
25
6
20
along.def.
15
4
10
2
2
100
5
80
0
60
0
2
4
6
8
10
12
Tempo(horas)
Figura 10–Variação do limite de escoamento
em função do tempo de tratamento após
δ = 80%
0
0
0
2
4
6
8
10
12
Tempo(horas)
Figura11-Variação do alongamento em
função do tempo de tratamento após
δ = 80%
4. DISCUSSÃO DOS RESULTADOS
Em estudos anteriores Sanguinetti et al (1998) mostrou que as fases de equilíbrio, os
intermetálicos FeAl3 e MnAl6, não são formadas em tempos inferiores a 66 horas. Em lugar
destas fases de equilíbrio, foram observadas partículas de forma globo-lamelar ricas em
elementos de soluto, principalmente ferro e manganês (figura 4). Estas partículas são
nucleadas coerentemente com a matriz através do mecanismo difusional de “cluster”, cujos
núcleos são formados a partir dos microconstituintes segregados nas regiões interdendríticas.
Estes núcleos tendem a aumentar e coalescer com o tempo e a temperatura de tratamento.
Estas partículas foram analisadas previamente e associadas à fase AlFe (Sanguinetti et al.,
2000).
Os nossos resultados em DSC mostraram que as modificações microestruturais em
temperaturas inferiores a 420°C, na liga não deformada, e 385°C, na liga deformada, ocorrem
sem o aporte de energia. Portanto, as transformações da matriz em zonas ricas e pobres em
soluto ocorrem por decomposição spinodal. Os resultados em DSC mostraram também que a
deformação modifica a cinética de decomposição. Isto se justifica pelo fato da deformação
gerar defeitos na matriz, reduzindo as barreiras energéticas da nucleação.
A cinética de amolecimento da liga AA 8023, caracterizada pelas propriedades
mecânicas levantadas, pode ser justificada pela separação de soluto e pela formação da fase
AlFe. Outro fator que contribui significativamente para o aumento da formabilidade é a
redução do parâmetro de rede da célula da matriz, fato este que caracteriza a redução do
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campo interno de deformação produzida no “caster”. Portanto, o fato do limite de escoamento
diminuir com a temperatura pode ser justificado pela separação de soluto da matriz; uma vez
que as partículas de segunda fase, em pequenas frações de volume não incrementam
significativamente a dureza do material durante a decomposição. Em princípio, uma matriz
menos saturada pode tornar-se menos rígida (dura) e o escoamento pode ser iniciado em
tensões de menor valor. Entretanto, os resultados mostraram que a redução no limite de
escoamento tende a ser menor na temperatura mais elevada pelo fato da segregação dos
microconstituintes ser mais intensa nesta temperatura. Conforme pode ser visto na figura 5,
itens a, b e c, para um tratamento de 6 horas, os elementos segregados nas regiões
interdendríticas apresentam uma tendência à formação de partículas que cresce com a
temperatura de tratamento. Então a matriz dendrítica, apesar de menos saturada, pode tornarse mais rígida pela presença destas partículas em seus contornos. Os resultados obtidos com a
liga AA 8023 estão coerentes com Moris (1997), Clemente (1987) e Rodrigues et al (1990)
que sugerem que quanto maior for o volume e o tamanho das partículas maior será a
resistência à deformação.
O limite de resistência à tração apresenta um comportamento semelhante ao limite de
escoamento e, portanto, os resultados se justificam da mesma forma. O alongamento
apresenta um comportamento aparentemente anômalo (figura 9) mas que pode ser justificado
através dos mecanismos difusionais. Para a temperatura de 480o C, os efeitos difusionais não
são tão intensos quanto para as outras temperaturas mais elevadas. Assim, o alongamento
cresce continuamente com o tempo de tratamento, uma vez que as partículas formadas não
atingem um tamanho que venha a comprometer a plasticidade do material. Entretanto, para as
temperaturas mais elevadas, 490 e 500oC, onde os efeitos difusionais são mais intensos, o
alongamento só é superior, devido ao rejeito de soluto, até o momento em que as partículas
ainda não estão suficientemente grandes para enrijecer (endurecer) a matriz pelos contornos.
Para liga deformada, podemos justificar o aumento brusco do alongamento pela
modificação da cinética de decomposição da liga e, pela homogeneidade e uniformidade na
distribuição das partículas (Figuras 10 e 11). A deformação incrementa a separação de soluto,
em relação à liga não deformada, desde os primeiros instantes de tratamento. Então, a 3 horas
de tratamento, a matriz menos saturada torna-se mais dúctil e pode iniciar o escoamento com
tensões inferiores ao caso da liga não deformada. Para tempos maiores, o soluto rejeitado se
ordena, e as partículas tendem a crescer à medida que o tempo cresce.
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5. CONCLUSÕES
As propriedades mecânicas da liga AA 8023 dependem, portanto, das condições de
supersaturação da matriz dendrítica e de seu enrijecimento (endurecimento) pelos contornos.
O enrijecimento pode ser obtido pelo crescimento das partículas de segunda fase (AlFe),
produzidas a partir do ordenamento dos microconstituintes segregados da matriz para as
regiões interdendríticas; principalmente ferro e manganês.
A temperatura influencia a segregação destes microconstituintes que se ordenam e
formam pequenos núcleos de uma nova fase (AlFe) que crescem, coalescem e se dispersam
nas regiões interdendríticas. Para o dado período de tempo de tratamento, quanto maior for a
temperatura, maior será a tendência ao crescimento e coalescimento destas partículas e, como
conseqüência, maior será o volume da fração transformada.
Para qualquer que seja o produto final é possível, portanto, a partir destes resultados,
determinar-se uma seqüência termomecânica em escala industrial, onde a adequação do
compromisso formabilidade x resistência seja feita em função dos parâmetros como a
temperatura, associada à determinação da fração volumétrica das partículas de segunda fase
(AlFe).
6. BIBLIOGRAFIA
•
Bray Jack W., 1989, “Aluminium Mill and Engineered wrought products” Metals
Handbook Properties and selection of nonferrous alloys – Vol 2, 10ª Edição, ASM
International
•
Li Ben Q., 1995 “Producing thin strips by twin-Roll Casting – Part I: Process aspects and
qualify issues”. Journal of metals, may, pp 29-33.
•
Moris L. R., 1977 “Structure of continuously cast eutectics used in manufacture of finegrained aluminium sheet – Solidifications and casting of metals “Proceedings of an
international conference on solidification, Sheffield, july.
•
Rodrigues P. M. B. and Furrer P., 1990 “On the tensile behavior of heterogeneous
AlFeMn fine grained alloys” – Proceedings of Aluminum Alloys – Physical and
Mechanical properties.
•
Sanguinetti Ferreira, R.A.; Ribeiro Freitas, F.G. and Rocha Lima, E. P., 2000 – Study of
decomposition in AA 8023 aluminium alloy: Kinetic and morphological aspects – In
publication.
CONGRESSO BRASILEIRO DE ENGENHARIA E CIÊNCIA DOS MATERIAIS, 14., 2000, São Pedro - SP. Anais
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•
Takuda H.; Yamazaki N.; Kituchi S., 1995, “Influence of cold-rolling and annealing
conditions on formability of aluminium alloys sheet”, Journal of Materials Science.
•
Westengen H. and Nes K., 1984 “Twin roll casting of aluminum. The occurrence of
structure inhomogeneites and defects in as cast strip” Light Metals, ed. By J. P. McGreer,
Warrendale, PA: TMS, pp. 1111-1127.
7. AGRADECIMENTOS
Agradecemos a Capes pela bolsa de Mestrado. Agradecemos igualmente a Alcoa
Alumínio S. A. pelo suporte dado a este projeto e aos seus técnicos Hermes Lima pelos
ensaios mecânicos e pela laminação do material.
MICROESTRUCTURE/ MECHANICAL PROPERTIES RELATIONSHIP
OF THE AA 8023 ALUMINIUM ALLOY
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Abstract
AA 8023 is an Al-Fe-Mn aluminum alloy system, which combines a high resistance with a
good formability. Because these characteristics, it is applied in fine sheets for use in packing
and cooling systems, as fin-cool for automotive industries. The objective of this work is to
establish the thermmechanical sequences in order to control a microstructural evolution,
which allows establishing a good compromise between formability and resistance. For this,
the microestrutural evolution was accomplished in different temperatures for evaluation of
the effects of the decomposition on the mechanical properties and their associated
morphology. Based on the dynamic analysis in DSC, the time of decomposition was
estimated. The microstructural evolution and its associated morphologies were characterized
by Differential Scanning Calorimeter-DSC, Scanning Electron Microscopy-SEM, Energy the
Dispersion Spectrometer-EDS and x-ray diffraction pattern. After heat treatments, uniaxial
tensile test were accomplished following ASTM-E8M-89B standard. The results showed that,
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depending on the treatment temperature, the dendritic structure of the alloy can become a
structure of particles without previous deformation. The mechanical properties are sensitives
to the decomposition conditions. Therefore, the compromise between formability and
mechanical resistance can be established during an isothermal by control of size, form and
volumetric fractions of these particles.
Keyword: Aluminum alloys, AlFeMn system, High formability.
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