Estrutura e propriedades das ligas de fundição de alumínio-magnésio após tratamento térmico

Estrutura

As estruturas representativas de grãos das ligas de Al-Mg no estado as-received com diferentes teores de Mg são apresentadas na Fig. 1. É claro que ambas as amostras caracterizam uma estrutura dendrítica equiaxada semelhante. Além do Al primário tipo roseta, há a fase β distribuída na região interdendritica como resultado da solidificação não-equilibrium. Para realizar a identificação precisa da fase do material no estado recebido, dois tipos de etchants foram utilizados para revelar uma microestrutura. O reagente de Keller (Fig. 2a) que é comumente usado para gravura de ligas de alumínio revelou os precipitados secundários nos limites dos grãos, mas não permite uma distinção clara dos constituintes da estrutura. A aplicação do reagente de Weck permite distinguir as precipitações individuais pela sua tonalidade. Assim, pode-se afirmar que a microestrutura no estado as-received consiste em três fases: α-Al (matriz brilhante), Al3Mg2 (precipitações escuras) e Mg2Si (precipitações cinzentas) que se formam perto dos limites dos grãos (Fig. 2b). A presença das fases principais foi confirmada no estudo anterior. O tratamento de precipitação leva ao desaparecimento da estrutura dendrítica e não tem impacto significativo sobre o tamanho do grão e sua morfologia (Fig. 3). É evidente que durante o processo de tratamento de precipitação a partir da solução sólida supersaturada precipitam as fases secundárias de endurecimento β′-Al3Mg2 que estão uniformemente distribuídas na matriz da liga. Este efeito tem sido amplamente estudado por Starink e Zahra . A figura 4a, b mostra as microestruturas da liga EN AC 51300 após análise térmica. Pode-se ver que o espaçamento entre braços de dendrita (DAS) e o tamanho do grão aumentaram após a análise térmica em comparação com o estado de “as-received” ou tratado termicamente. Também pode ser visto que a maioria das fases secundárias estão localizadas nos limites do grão e são visíveis como precipitações brilhantes. Também deve ser mencionado que um aumento na taxa de resfriamento diminui o tamanho do grão no caso de ambas as ligas examinadas. Os resultados da medição do tamanho do grão através do método de intersecção de linhas são apresentados no Quadro 2. Também se pode concluir que a maior quantidade de magnésio na liga EN AC 51300 resulta no menor tamanho do grão após a análise térmica. Este fenômeno pode ser explicado pela nucleação anterior da fase primária da liga contendo ~5 % de Mg.

Análise térmica

Antes de começar a analisar o caminho de solidificação da liga de alumínio deve ser notado que o número de fases no estado fundido (não-equilibrio) pode ser maior do que o número em condições de equilíbrio, mas a sequência das reacções de solidificação está, em geral, de acordo com os diagramas de fase correspondentes.

A fase Mg2Si determina amplamente as propriedades das ligas de alumínio examinadas, portanto sua interpretação deve ser iniciada a partir do diagrama de fase Al-Mg-Si que é relativamente simples e tem sido tratado na literatura com detalhes suficientes. No canto de alumínio do sistema Al-Mg-Si, as seguintes fases estão em equilíbrio com a solução sólida de alumínio: Al3Mg2 e Mg2Si. O Al3Mg2 (por vezes designado por Al8Mg5) tem uma estrutura FCC com o parâmetro de malha a = 2,82-2,86 nm. A fase Mg2Si tem uma estrutura cúbica com o parâmetro de malha a = 0,635-0,640. Em quase todas as ligas comerciais pertencentes ao sistema Al-Mg-Mg2Si, o alumínio é principalmente solidificado, e depois forma-se um dos eutectics binários. Os eutectics binários e ternários, envolvendo a fase Al3Mg2, podem solidificar-se em ligas comerciais, apenas em condições de não-equilíbrio. Como apresentado no trabalho, a fase de Al3Mg2 é formada pela precipitação da solução sólida de alumínio após arrefecimento no estado sólido; contudo, sob condições reais de não-equilíbrio, esta fase pode formar-se durante a solidificação, como resultado das reacções eutéticas. Em ligas as-cast Al-Si, a fase Mg2Si desenvolve-se apenas como resultado de um resultado eutético ternário não-equilibrio a 555 °C, e a sua quantidade é pequena (<1 vol.%), o que torna a sua classificação difícil num microscópio óptico. Apesar da relativamente fraca solubilidade mútua de Mg e Si em Al sólido, permite um efeito significativo de precipitação devido à formação de modificações metastable coerentes e semi-coerentes (\beta \beta \beta \beta \beta \beta \beta \beta) da fase Mg2Si durante o envelhecimento. Resultados recentes mostraram que a solubilidade mútua sólida de magnésio e silício em alumínio depende totalmente da temperatura, o que requer uma observação rigorosa de um regime de tratamento térmico. Em ligas de Al-Mg contendo mais de 3-4 % Mg, não se formam precipitados secundários da fase Mg2Si, devido à baixa solubilidade do Si em Al. Quase todo o silício é ligado em partículas de Mg2Si eutética .

Os resultados da análise térmica das ligas de alumínio investigadas foram apresentados na Fig. 5. Informações mais detalhadas relacionadas às características térmicas da liga foram obtidas utilizando as primeiras curvas derivadas. As temperaturas das reações metalúrgicas estão resumidas na Tabela 3. O ponto característico das mudanças térmicas ocorreu durante o processo de cristalização definido como o ponto de intersecção da tangente no ponto de inflexão da curva com a curva de base, ou como um ponto obtido por extrapolação das seções retas na expressão análise térmica.

Solidificação começa a aproximadamente 629-641 °C com a formação de grãos de alumínio. A temperatura de nucleação do dendrito α-Al (T αDENNUC ) (ponto 1) representa o ponto em que os dendritos primários estáveis começam a solidificar a partir do derretimento. A variação demonstrou esse fato na inclinação das curvas de resfriamento e determinada pelo primeiro ponto de inflexão da derivada. A temperatura do líquido significa o início da fração sólida que, neste ponto, é igual a zero. Claramente, o evento de nucleação para Al dendrite ocorre a temperaturas mais altas com o menor conteúdo de magnésio na liga, ou seja, T αDENNUC foi 641,3 °C para EN AC 51100, que se deslocou para 629,1 °C para a liga EN AC 51300. Como é evidente, para a EN AC 51300 a temperatura da nucleação de dendritos aumentou aprox. 4 °C com o aumento da taxa de arrefecimento. Também pode ser visto que o aumento da taxa de arrefecimento para a liga EN AC 51100 não proporciona alterações significativas na temperatura de nucleação. O aumento da temperatura de nucleação permite a formação de novos cristais antes da solidificação, o que significa que há mais núcleos com menos potencial de crescimento e, portanto, deve ser esperado um refinamento eficaz dos grãos .

Os pontos característicos seguintes nas curvas de cristalização foram observados a 638,0 e 625,2 °C, respectivamente. Este evento é a temperatura mínima (sub-resfriamento) α-Al dendrite (T αDENMIN ) (ponto 2), que define uma situação em que os dendritos nucleados cresceram a tal ponto que o calor latente de fusão liberado equilibra o calor removido da amostra de teste. O T αDENMIN como o mínimo local é definido pelo ponto em que a primeira derivada cruza a linha zero (dT/dt = 0). Pode-se notar que o aumento da taxa de arrefecimento não proporciona mudanças significativas no T αDENMIN . O ponto 3 é o ponto em que os dendritos produzidos α no derretimento líquido se tornam coerentes (T αDENDCP ). Neste ponto, a segunda derivada da curva de resfriamento intersecta a linha zero (Fig. 6). Após passar este ponto (T αDENDCP ), a temperatura de fusão aumenta para uma temperatura de crescimento em estado estável (T αDENG ) (ponto 4). O T αDENG corresponde ao segundo ponto zero da primeira curva derivada (dT/dt = 0) após o início da nucleação (dT/dt = 0). Após a formação dos grãos primários de alumínio, desde que a concentração de Si seja suficiente, forma-se o eutectic binário Al + Mg2Si na faixa de temperaturas de 544 a 574 °C (ponto 5). Na verdade, no aumento de uma taxa de resfriamento, o {\i1}(T_{\i1}{\i1}-esquerda({\i}{\i}} + {\i1}texto{\i}_2}{\i1}direita){\i}) diminuiu em 3 e 6 °C, respectivamente. Os pontos 6 correspondem à temperatura de nucleação eutética β-Al3Mg2 e ao crescimento eutético da fase β. Neste ponto, a fase β-Al3Mg2 começa a se formar nos limites dos grãos que podem ser observados a 563,1 °C em uma liga que consiste de 3 % Mg e a 436,3 °C em uma liga que tem cerca de 5 % Mg. Também pode ser visto que o aumento da taxa de resfriamento das ligas de alumínio examinadas, temperatura de nucleação eutética (T_{{{\i1}{\i1}{\i1}esquerda([T_texto{\i}} + {\i1}texto{\i}_3} {\i1}_2}direita)}) diminuiu ligeiramente aprox. 2 °C. O último ponto (nº 7) observado na curva de cristalização é a temperatura de solidus que foi observada a 520,1 °C para a liga EN AC 51100 e a 416,7 °C para a liga EN AC 51300. De facto, na taxa de arrefecimento crescente, o intervalo de solidificação aumentou aproximadamente 9 °C para ambas as ligas analisadas. Isto mostra que o alargamento da faixa de cristalização pode dar vantagens à fundição de metais semi-sólidos (SSM), como a tixocastragem, reocastragem ou tixomoldagem; no entanto, aumenta a ocorrência de defeitos de fundição, como a macro-segregação, o rasgo e contração a quente e a porosidade do gás na fundição convencional. Desvios locais do equilíbrio resultam em micro-segregação e eventualmente no deslocamento do equilíbrio local para as concentrações onde novas fases são formadas.

A segunda derivada da curva de resfriamento foi usada para determinar o ponto de coerência de dendrita (Fig. 6). O primeiro valor mínimo da segunda derivada da taxa de resfriamento é definido como o PCD, que indica a transição do estado líquido para um estado líquido-sólido. Após passar este ponto, os dendritos continuaram a crescer e a se tornar mais espessos com o resfriamento posterior por fusão.

As mudanças de temperatura no ponto de coerência de dendritos e a fração sólida correspondente à coerência de dendritos (f DCP) em função do conteúdo de Mg e da taxa de resfriamento são apresentadas na Tabela 4. Pode-se observar que a fração sólida do ponto de coerência primário de Al dendrite aumentou de 2,8 para 3,7 % com o aumento do conteúdo de Mg e aumentou para EN AC 51100 de 2,8 para 4,1 % e aumentou para EN AC 51300 de 3,7 para 8,4 % com o aumento da taxa de resfriamento. Para ambas as séries analisadas de ligas de alumínio pode ser observado que a taxa de arrefecimento crescente causou diminuições na temperatura no ponto de coerência de dendrito de 638,47 para 637,71 °C para EN AC 51100, e de 626,51 para 623,81 °C para EN AC 51300. Em outras palavras, os parâmetros de coerência mostram que o refinamento dos grãos reduz a temperatura de coerência de dendritos e pode atrasar a coerência de dendritos. O DCP tem uma correlação direta com a fluidez; se o DCP for retardado, uma maior fluidez será alcançada. Em resumo, a investigação da formação de PCD por meio de TDA mostra que o dendrito se torna coerente mais tarde com uma maior taxa de resfriamento e com maior concentração de Mg.

Propriedades mecânicas

Baseado nos resultados da medição da dureza da liga EN AC 51100 e EN AC 51300 que são apresentados nas Tabelas 5 e 6, foi descoberto que o aumento do teor de magnésio influencia a dureza das ligas, que é o resultado do endurecimento da solução sólida. Para encontrar as condições mais favoráveis do processo de tratamento térmico das ligas investigadas, foram realizadas uma série de experiências.

A análise dos dados obtidos da medição de dureza permite julgar que a liga EN AC 51100 tem o maior potencial de envelhecimento. Como poderia ser observado após a solução da temperatura de 580 °C, há um aumento significativo da dureza mesmo após 4 h de envelhecimento artificial. Um novo envelhecimento de têmpera resulta num pequeno aumento subsequente da dureza, e após 12 h de envelhecimento artificial o material apresenta a dureza mais elevada. As temperaturas mais baixas do tratamento com solução sólida não permitem obter um aumento de dureza tão significativo, mas pode-se observar que após o têmpera da temperatura de 560 °C e do envelhecimento até 12 h é possível obter resultados semelhantes aos anteriores. Durante o tratamento de precipitação da liga EN AC 51300, observou-se apenas um pequeno aumento da dureza. Pode ser causado por um tempo de tratamento com solução demasiado curto que não permitiu a solução completa de Mg numa matriz da liga e subsequente precipitação a partir da solução sólida quando a liga foi envelhecida artificialmente. Como é apresentado na Tabela 6, o tratamento da solução a partir da temperatura de 560 °C e o subsequente envelhecimento durante 12 h a 160 °C causam o maior aumento de dureza cerca de 14% em comparação com o estado de as-cast. O têmpera por baixas temperaturas resulta na obtenção de dureza consideravelmente menor, independente do tempo de envelhecimento, o que permite concluir que esses tratamentos térmicos não são econômicos porque não permitem alcançar um aumento significativo nas propriedades do material.

Para caracterizar a ductilidade e a resistência à tração das ligas de alumínio investigadas após o tratamento térmico, foram realizados ensaios estáticos de tração. Medidas de dureza que foram tomadas anteriormente foram usadas para escolher o tipo mais benéfico de tratamento térmico. Para a liga EN AC 51100, os ensaios de tracção foram efectuados em amostras que foram submetidas a têmpera a 580 °C e, respectivamente, para a liga EN AC 51300 a temperatura de têmpera foi de 560 °C. Com base nos resultados obtidos nos ensaios estáticos de tracção das ligas examinadas, foi observado um aumento da resistência à tracção (Tabela 7). A influência de uma solução de tratamento e do tempo de envelhecimento é mostrada na Fig. 7. Como pode ser visto, as características de envelhecimento artificial que demonstram as alterações da resistência à tração são comparadas com medições de dureza obtidas anteriormente. Como era esperado, a maior resistência à tração apresenta uma liga que contém 5% de magnésio; no entanto, o maior potencial de envelhecimento apresenta a liga EN AC 51100. O aumento da resistência à tração após 12 h de envelhecimento artificial é de aproximadamente 20 % em comparação com a amostra tratada com solução. Também está demonstrado que durante o envelhecimento artificial há apenas uma pequena diminuição na ductilidade do material. A tabela 8 também mostra que durante o envelhecimento artificial da liga EN AC 51300 não há alterações significativas na resistência à tracção. Pode ser comparado com os resultados obtidos a partir de medições de dureza onde foi observado apenas um pequeno aumento na dureza desta liga. Também se pôde observar que o envelhecimento artificial da liga EN AC 51300 não proporciona alterações significativas na ductilidade do material. Também se pôde observar que a liga EN AC 51300 após tratamento de precipitação apresenta maior ductilidade do que após tratamento de solução.