Ligas Al-Mg-Si

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

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

Em temperaturas de envelhecimento da ordem de 200ºC, a precipitação nestas ligas tem uma cinética relativamente rápida. O processo inicia-se através da formação de aglomerados (clusters) de átomos de silício, uma vez que a solubilidade do silício no alumínio é menor do que a do magnésio. Esses aglomerados estão distribuídos homogeneamente através da matriz. As lacunas retidas com o resfriamento rápido favorecem o aumento da difusividade dos átomos de silício, acelerando o processo [10-14].

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

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

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

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

Solução sólida --> zonas GP (esféricas) --> beta" (agulhas) --> beta' (bastonetes) --> b (plaquetas quadradas) : Mg2Si. 

• Ligas Al-Mg-Si-Cu

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

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

Além do cobre, outro elemento importante nestas ligas é o manganês, embora em teores mais baixos, da ordem de 0,3 a 0,6 %. Este elemento combina-se com o ferro e o silício para formar as fases AlFeMnSi e Al15Mn3Si2 [21,22]. Quando o teor de ferro é muito alto, quando comparado com o teor de manganês, predomina a fase AlFeSi, que é tanto mais grosseira, quanto maior o teor de ferro. Nesse caso, esta fase é conhecida como b-AlFeSi [29-34]. Quando o teor de ferro é mais baixo e o teor de manganês relativamente baixo, ainda predomina a fase AlFeSi, embora esta se apresente sob a forma de partículas bem mais finas, denominando-se então fase alfa-AlFeSi. Quando o teor de manganês é semelhante ao teor de ferro, prepondera a fase AlFeMnSi, uma vez que boa parte dos átomos de ferro são substitídos por átomos de manganês [34].Quando o teor de ferro é bem mais baixo que o teor de manganês, prepondera a fase AlMnSi, que se apresenta sob a forma de dispersóides finos, quando o teor de manganês é alto. O tamanho e a distribuição dessas fases influi bastante sobre o comportamento da liga 6013 no que se refere à recristalização. As partículas finas (dispersóides com maior teor de manganês) atuam como obstáculos ao movimento dos contornos de grão, retardando a recristalização e o crescimento de grão [21,35]. Por outro lado, as partículas grosseiras (mais ricas em ferro) favorecem a recristalização, na medida em que com a deformação, a região adjacente a estas partículas grosseiras apresentam maior grau de deformação (maior densidade de discordâncias) e por isso atuam como sítios mais eficazes para a nucleação preferencial de grãos recristalizados [21,35]. Além disso, o livre caminho médio para a migração de contornos é maior entre estas partículas mais grosseiras, que portanto não retardam de modo significativo a recristalização. Deste modo, o material que contém partículas grosseiras tem a recristalização acelerada em comparação com o que contém partículas finas [21,22,35].

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

• Processamento e aplicações das ligas da série 6xxx

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

Além da maior facilidade de serem trabalhadas, quando comparadas com as demais ligas termicamente tratáveis (Al-Zn-Mg e Al-Cu) [36,37], as ligas Al-Mg-Si apresentam maior soldabilidade [42] e maior resistência à corrosão [3] do que as demais ligas termicamente tratáveis (Al-Zn-Mg e Al-Cu). Assim, as ligas da série 6xxx são as mais utilizadas comercialmente.

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

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

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

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

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

Tabela 6.1 - Composição química de ligas Al-Mg-Si

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

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

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