PT1442150E - Ligas de alumínio-silício possuindo propriedades mecânicas melhoradas - Google Patents

Description

DESCRIÇÃO EPÍGRAFE: "LIGAS DE ALUMÍNIO-SILÍCIO POSSUINDO PROPRIEDADES MECÂNICAS MELHORADAS" O invento refere-se a um processo para o melhoramento das características mecânicas de ligas de alumínio-silício. Apresentado de uma forma mais precisa, o invento refere-se a um processo de tratamento térmico para o melhoramento da ductilidade do material de objectos compostos por uma liga fundida ou liga de forja com fase eutética preferencialmente enriquecida ou purificada de alumínio-silício, eventualmente outros elementos da liga e/ou elementos contaminantes, objectos esses sujeitos a um recozer isotérmico com posterior endurecimento. 0 invento refere-se ainda a um objecto numa liga de alumínio-silício com fase eutética contendo preferencialmente, no mínimo, um elemento de enriquecimento, eventualmente magnésio, bem como outros elementos da liga e/ou elementos contaminantes, composta essencialmente por uma matriz α-Ai e precipitações de silício. 0 alumínio forma com o silício um sistema eutético simples, encontrando-se o ponto eutético numa concentração de Si de 12,5 % do peso e a uma temperatura de 577°C.

Através da junção de magnésio à liga, o qual pode ser diluído na matriz a-Ai até a um teor de, no máximo, 0,47 % do peso a uma temperatura de aproximadamente 550°C, é possível obter-se um considerável aumento da resistência do material através de um tratamento térmico e das precipitações de Mg2Si ai formadas.

No arrefecimento de uma massa fundida de Al-Si-Mg o resto de massa fundida pode solidificar de forma eutética, eliminando- -se neste 0 silício de uma forma grosseira semelhante a placas. É desde há muito do conhecimento da técnica, adicionar sódio ou estrôncio a ligas deste tipo, e evitar, assim, o crescimento dos cristais de silício na solidificação, o que é designado de enriquecimento ou purificação e é, em geral, efectuado para o melhoramento das características mecânicas, especialmente do alongamento de ruptura.

As características mecânicas de produtos semi-acabados, nomeadamente de objectos em ligas de alumínio, podem ser consideravelmente influenciadas através do processo de tratamento térmico, encontrando-se os estados de tratamento térmico definidos na norma europeia EN 515. De acordo com a norma, as letras significam F = estado de fabrico e T = tratado termicamente em estados estáveis. 0 respectivo estado de tratamento térmico é caracterizado detalhadamente através do número aposto a seguir à letra T. A seguir são indicados na descrição os seguintes estados de tratamento térmico dos materiais com a sigla: F Estado de fabrico T5 Resfriado abruptamente da temperatura de fabrico e endurecido a quente T6 Sujeito a recozer da solução e endurecido a quente τβχ Sujeito a tratamento térmico de acordo com o presente invento T4x Sujeito a tratamento térmico de acordo com o presente invento

Para uma comercialização ou para a utilização industrial de objectos em liga de Al-Si são significativas por um lado as caracteristicas do material, e por outro, contudo, também os custos, nomeadamente as realidades económicas do fabrico, uma vez que são dispendiosos sobretudo os recozimentos isotérmicos mais longos a temperaturas mais elevadas, bem como os obrigatórios processos informativos, que podem ser necessários através da chamada fluência gravitacional num recozer de longa duração.

Basicamente pode verificar-se que uma liga de Al-Si no estado F possui geralmente reduzidos valores de resistência de Rp e valores de alongamento de ruptura A relativamente elevados.

No caso de um estado de tratamento térmico T5, resfriado portanto da temperatura de fabrico e endurecido a quente, por exemplo, a 155°C até 190°C, com uma duração de 1 até 12 horas, atingem-se, de facto, valores de resistência Rp mais elevados, mas no caso de baixos valores o alongamento de ruptura A das amostras.

No caso de um estado de tratamento térmico correspondente a T6 com um recozer da solução a uma temperatura de, por exemplo, 540°C com uma duração de 12 horas e um posterior endurecimento a quente, é possível alcançar um considerável aumento da resistência do material no caso de um alongamento de ruptura das amostras, nomeadamente ductilidade do material, aproximadamente igual ou maior, comparativamente com o estado F. 0 longo tempo de recozimento da solução possibilita, por exemplo, uma vantajosa difusão de átomos de magnésio no material, formando-se, após um resfriar e endurecimento a quente do objecto, precipitações de Mg2Si finas e homogeneamente distribuídas na matriz a-Ai, precipitações essas, que aumentam a resistência do material de uma forme decisiva. 0 recozer da solução a temperaturas elevadas com longa duração tem, todavia, a desvantagem de uma, já anteriormente referida, fluência gravitacional da partícula, bem como uma dispendioso decurso de tratamento temperatura-tempo. Daí que se prescinda, frequentemente por razões económicas de um atingir da resistência máxima e boa ductilidade do material através de T6, optando-se por um estado de tratamento T5 para o objecto. A através de T5 decisivamente mais pequena resistência do material tem de ser compensada através de alterações de construção do elemento de construção. 0 invento tem, pois, por objectivo a criação de um novo processo económico de um tratamento térmico, com o qual seja possível aumentar significativamente a ductilidade do material, sem que se alcance aqui grandes quebras no que se refere à resistência do material em comparação com T6 ou uma ductilidade consideravelmente maior e uma maior resistência do material em comparação com T5. É ainda objectivo do invento revelar uma micro-estrutura de um objecto do tipo inicialmente referido, que provoque a vantajosa característica mecânica do material. 0 objectivo de acordo com o presente processo é alcançado na medida em que o recozer da solução se processa como um recozer de choque composto por um aquecimento rápido do material a uma temperatura de incandescência de 400°C-555°C, por uma conservação a esta temperatura com um tempo de paragem de, no máximo, 14,8 minutos e por um arrefecimento forçado posterior essencialmente à temperatura ambiente.

As vantagens obtidas através do presente invento devem ser vistas essencialmente no facto de, com um simples recozer isotérmico de curta duração a temperatura elevada, se alcançarem os valores de ductilidade do material mais elevados. Um assim chamado recozer de choque origina ainda uma reduzida ou mesmo nenhuma estiragem da peça de construção ou estiragem do objecto, de forma a que, neste caso, não se torna necessário um ajuste dos mesmos. 0 recozer isotérmico de curta duração aponta também para uma elevada economia e pode, de forma simples, ser inserido numa sequência de fabrico, por exemplo através de um forno continuo, podendo, assim, proceder-se ao ajuste da resistência do material, a maioria dos casos, través de uma tecnologia do endurecimento a quente bem coordenada.

Se, como pode prever-se de forma vantajosa, o recozer de choque se processar com um tempo de paragem inferior a 6,8 minutos, preferencialmente com um período de tempo de 1,7 até, eventualmente, no máximo 5 minutos, obtêm-se na maioria do número das ligas de Al-Si os maiores aumentos de ductilidade.

Caso após o recozer de choque se proceda a um endurecimento a quente do objecto, é vantajoso fixá-lo a uma temperatura na zona entre os 150°C e os 200°C com uma duração de 1 até 14 horas.

Do ponto de vista da tecnologia do material, pode ser também vantajoso, se o endurecimento seguinte ao recozer de choque do objecto ocorrer como endurecimento a frio à temperatura ambiente. 0 outro objectivo do invento é atingido, na medida em que as precipitações de silício na fase eutética são esferoidizadas e possuem um plano de secção médio, ASi, inferior a 4pm2. A seguir é apresentada, sob a forma de uma fórmula, a determinação do plano de secção, sendo os factores designados como segue: ASi = Área média das partículas de silício em μπι2 A = Área média das partículas de silício por imagem em μιη2 n = Número de imagens medidas

As vantagens de uma micro-estrutura deste género devem ser vistas essencialmente no facto de um fendimento no material através da esferoidização das precipitações de Si e respectiva pureza ser consideravelmente reduzido e a ductilidade do material melhorada. Por outras palavras: A esferoidização e o tamanho reduzido resultam numa favorável morfologia do silício eutético frágil e conduzem a valores de alongamento de ruptura do material consideravelmente mais elevados. No caso de carga mecânica, os picos de tensão na superfície limite da fase Si-A1 são reduzidos. Também em ensaios foi encontrada uma fractura transcristalina do material, o que aponta para uma ductilidade máxima do mesmo.

Do ponto de vista da tecnologia do processo, mas também para elevados valores de alongamento de ruptura do material, pode ser vantajoso, se as precipitações de silício na fase eutética forem esferoidizadas e possuírem um plano de secção médio inferior a 2μιη2.

Se, de acordo com o objectivo, tal como se mostrou nos trabalhos de pesquisa, a solução de acordo com o presente invento ocorrer pelo facto de a trajectória média livre entre as partículas de silício, Xs±, na fase eutética, definida como a raiz de uma área de medição ao quadrado a dividir pela quantidade de partículas de silício nela contida, possuir um tamanho inferior a 4pm, preferencialmente inferior a 3pm, especialmente inferior a 2pm, atinge-se uma distribuição da tensão especialmente homogénea nos valores de pico de tensão mais baixos no material sujeito a carga, porque a distância entre as partículas de silício de área reduzida actuam essencialmente sobre a aptidão de escoamento do material num respectivo estado de tensão. A determinação da distância média entre as partículas de Si, λΞι, é a seguir apresentada uma vez mais sob a forma de fórmula.

XSi = distância média entre as partículas de Si AQuadrado = Área de referência ao quadrado em pm2

Nsiiício = Quantidade das partículas de Si n = Número de imagens medidas

Um recozer da solução de acordo com o nível tecnológico, previsto como recozer de longa duração com 2 até 12 horas para uma difusão dos componentes da liga eficazes para a têmpera por precipitação e respectiva concentração no cristal misto, tem como efeito secundário também uma esferoidização das partículas de silício, mas estas partículas são, devido ao longo tempo de recozimento, muito grandes e distribuídas de forma grosseira, o que pode ser uma influência prejudicial no comportamento de fractura do material. Foi absolutamente surpreendente o facto de através do recozer de choque de curta duração ser possível em pequenos períodos de tempo de poucos minutos esferoidizar de acordo com o presente invento, um enredado eutético de silício, sendo possível alcançar uma vantajosa micro-estrutura do material. È aqui importante que a temperatura para o recozer de choque seja tão elevada quanto possível, todavia abaixo da fase mais baixa de massa fundida, preferencialmente 5 a 20°C abaixo.

As partículas de silício estão, com um tempo de recozimento crescente, sujeitas a um crescimento comandado pela difusão, sendo a inicialmente vantajosa elevada densidade de esferoidização ξ31, diminuída. A ductilidade máxima de um objecto numa liga de Al-Si foi descoberta numa solução do objectivo do invento, se a densidade média de esferoidização ξ8ι, definida como a quantidade das partículas de silício eutéticas esferoidizadas por 100 μιη2 possuir um valor superior a 10, preferencialmente, contudo, a 20. 1 n ξ5ι = Densidade média de esferoidização das partículas eutéticas de Si

Nsiiício = Quantidade das partículas de Si A = Área de referência em μηι2 n = Número de imagens medidas

Por precaução voltou a apresentar-se a relação através de fórmula.

Os trabalhos mostraram que, no essencial, todas as ligas de Al-Si contendo eutético podem ser dotadas de uma estrutura de acordo com o presente invento, e que os objectos a partir delas efectuados apresentam elevados valores de ductilidade do material. Especialmente eficazes são o aumento da qualidade e um melhoramento do alongamento de ruptura, se objecto foi fabricado pelo processo de Thixocasting. A seguir o invento é descrito mais pormenorizadamente com base em resultados de pesquisas e imagens. Mostra-se na

Fig. 1 Gráfico de barras: Valores mecânicos do material na dependência do estado do tratamento térmico Fig. 2 Idem

Fig. 3 Imagem REM de uma lamínula

Fig. 4 Idem

Fig. 5 Dependência da área média das precipitações de Si do tempo de recozimento Fig. 6 Idem

Fig. 7 Trajectória média livre entre as partículas de Si Fig. 8 Densidade média de esferoidização

Fig. 9 Diagrama de barras: Caracteristicas mecânicas do material de diferentes ligas de Al-Si Tab. 1 Valores numéricos da Fig. 9

Na Fig. 1 são mostrados num gráfico de barras os valores de limite de alongamento Rp0,2, bem como os valores de alongamento de ruptura A de amostras de uma peça de construção numa liga de AlSi7MgO,3, peça essa fabricada pelo processo Thixocasting. Os valores do estado do tratamento térmico T6 (12 horas 540°C + 4 horas 160°C) do material são confrontados com aqueles alcançados com o processo de acordo com o presente invento T6x após um tempo de recozimento de choque de 1 minuto (T6xl), após 3 minutos (T6x3) e após 5 minutos (T6x5) com uma temperatura de 540°C. Em todas as amostras ocorreu um endurecimento a quente (4 horas) com uma temperatura de 160°C. Os resultados dos ensaios de tracção mostram, que as amostras apresentam, após um recozer de choque, valores de alongamento de ruptura consideravelmente mais elevados, provocando o estado T6x3 um aumento de A em cerca de 60% comparativamente com T6.

Na Fig. 2 voltam, nas mesmas amostras, a ser confrontados, sob a forma de barras, os valores do estado F, T4x3, T5, T6x3 no que se refere a Rpo,2 e ao alongamento de ruptura A. Visto comparativamente, volta a ser apresentado um aumento marcante dos valores de alongamento de ruptura. Tal como pode concluir-se da Fig. 2, o material pode, após um recozer de choque com 3 minutos, ser endurecido a frio (T4x3) ou a quente (T6x3), a fim de, de acordo com o presente invento, obter excelentes caracteristicas de alongamento da ruptura.

As Fig. 3 e Fig. 4 mostram fotografias tiradas com o microscópio electrónico de exploração de precipitações de Si. Para o processo de fotografia e de avaliação há que notar: a fim de poder avaliar quantitativamente as imagens das lamínulas, é necessário dispor de imagens binárias adequadas. Até a um tempo de recozimento de 2 horas inclusive foram tiradas fotografias com o microscópio electrónico de exploração, depois de a lamínula ter sido anteriormente causticada 30 segundos com uma solução de 99,5% de água e 0,5% de ácido fluoridrico. A partir de 4 horas de tempo de recozer as laminulas foram causticadas com a solução Keller e as fotografias puderam ser feitas com o fotomicroscópio. Todas as imagens foram posteriormente tratadas com o programa Adobe Photoshop 5.0 digital e avaliadas com o programa de análise de imagens Leica QWin V2.2, importando a área de detecção mínima em 0,1 μιη2. A Fig. 3 mostra o material AlSoMgO,3 após um tempo de recozimento T habitual de 12 horas através de uma fotografia REM. Na Fig. 4 encontra-se reproduzida a micro-estrutura do mesmo material após um recozer de choque de 3 minutos. É claramente visível uma esferoidização das precipitações de silício já após pouco tempo (Fig. 4) e o crescimento comandado pela difusão das mesmas após longos tempos do recozer (Fig. 3) .

Nas Fig. 5 e Fig. 6 é apresentado o plano de secção médio AS1 das partículas de silício no ensaio de lamínula na dependência do tempo de recozimento a 540°C. Na representação apresentada na Fig. 5, com eixo de tempo logarítmico, é claramente visível a subida do plano de secção médio das partículas de Si, que caracteriza o tamanho das partículas. Da apresentação detalhada na Fig. 6 conclui-se a subida dependente da difusão das áreas medias de silício no prazo dos primeiros 60 minutos. O tamanho médio das partículas de silício em crescimento com o tempo de recozimento está altamente dependente do tamanho inicial das partículas de Si no eutético. Como no caso apresentado estamos perante um silício extremamente bem enriquecido e bem distribuído, no caso de um menos bem enriquecido, com partículas de Si inicialmente maiores, pode reduzir-se o tempo em que é alcançada uma área média crítica de silício, Asi, de aproximadamente 4 μιη2. A alteração da distância média entre as partículas de Si na dependência do tempo de recozimento é apresentada na Fig. 7 com base em resultados de ensaios. Depreende-se nitidamente um aumento da distância média das oclusões de Si.

Por fim, na Fig. 8 é apresentada a queda da densidade média de esferoidização, ξΞί, na dependência do tempo de recozimento. A queda a pique da densidade média de esferoidização inicia-se já aos 1, 7 minutos e conduz, a partir de um valor de ξΞ±<10 a uma pronunciada perda de ductilidade. A temperaturas de incandescência mais elevadas, este valor pode ser alcançado já após 14 a 25 minutos, sendo de prever para valores de alongamento de ruptura elevados superiores um valor de densidade superior a 20.

Na Fig. 9 são reproduzidos, com base num gráfico de barras, os valores medidos no que se refere ao limite do alongamento e alongamento de ruptura, decorrentes da Tab. 1, de 8 ligas de Al-Si com composições diferentes. Em todas as ligas é alcançado, de acordo com o presente invento, um aumento da ductilidade do material.

Tab. 1 F T5 T6x3 T6 Variantes Rp[MPa] A[%] Rp[MPa] A[%] Rp[MPa] A[%] Rp[MPa] A[%] Alsi7Mg03 121.7 13.0 167.5 9.9 228.5 16.7 259.8 10.6 Alsi7Mg05 143.9 10.4 175.8 9.3 240.2 13.9 311.7 9.1 Alsi7Mgx 159.8 8.3 197.2 6.8 265.2 10.1 322.9 7.6 Alsi6Mgx 159.7 10.2 195.3 7.8 250.6 8,9 318.6 6.5 AlsiõMgx 154.9 10.1 189.6 7.5 240.6 9.5 313.6 8.7 +Mn04 157.1 10.6 183.7 6.9 252.7 7.4 322.7 7.6 +Mn08 154.8 9,9 184.0 6 .6 255.9 6.7 324.4 4.9 AlSiõMgxx 211.7 3.5 256.4 2.5 242.1 5.1 291.6 5.3

Lisboa, 22 de Março de 2007

Claims (11)

1. REIVINDICAÇÕES 1. Processo de tratamento térmico para o melhoramento da ductilidade do material de objectos compostos por uma liga fundida ou liga de forja com fase eutética preferencialmente enriquecida ou purificada de alumínio-silício, eventualmente outros elementos de liga e/ou elementos contaminantes tais como magnésio, manganês, ferro e semelhantes, objectos esses sujeitos a um recozer isotérmico com posterior endurecimento, caracterizado por o recozer isotérmico se processar como um recozer de choque composto por um aquecimento rápido do material a uma temperatura de incandescência de 400°C até 555°C, por uma conservação a esta temperatura com um tempo de paragem de, no máximo, 14,8 minutos e por um arrefecimento forçado posterior essencialmente à temperatura ambiente.
2. 2. Processo, de acordo com a reivindicação N°.l, caracterizado por o recozer de choque ser efectuado com um tempo de paragem inferior a 6,8 minutos, preferencialmente com um período de tempo de, no mínimo, 1,7 até, eventualmente, no máximo, 5 minutos.
3. 3. Processo, de acordo com a reivindicação N°.l ou N°.2, caracterizado por o endurecimento do objecto, que se segue ao recozer de choque, se processar como endurecimento a quente a uma temperatura entre 150°C e 200°C com uma duração de 1 até 14 horas.
4. 4. Processo, de acordo com a reivindicação N°.l até N°.2, caracterizado por o endurecimento do objecto, que se segue ao recozer de choque, se processar como endurecimento a frio, essencialmente à temperatura ambiente.
5. 5. Objecto numa liga de alumínio e silício com uma fase eutética contendo preferencialmente um elemento de enriquecimento, eventualmente outros elementos de liga e/ou 1 elementos contaminantes tais como magnésio, manganês, ferro e semelhantes, composta essencialmente por uma matriz aAi e precipitações de silício, caracterizado por as precipitações de silício na fase eutética serem esferoidizadas e possuírem um plano de secção médio, ASi inferior a 4 pm2, com Agí Α£ 4μΓη2 k.1 ASi = Área média das partículas de silício em pm2 A = Área média das partículas de silício por imagem em μιη2 n = Número de imagens medidas
6. 6. Objecto, de acordo com a reivindicação N°.5, caracterizado por as precipitações de silício na fase eutética serem esferoidizadas e possuírem um plano de secção médio inferior a 2 pm2.
7. 7. Objecto numa liga de alumínio e silício com uma fase eutética contendo preferencialmente um elemento de enriquecimento, eventualmente outros elementos de liga e/ou elementos contaminantes tais como magnésio, manganês, ferro e semelhantes, composta essencialmente por uma matriz aAi e precipitações de silício, caracterizado por a trajectória média livre, Ási, entre as partículas de silício em fase eutética, definida como a raiz de uma área de medição ao quadrado a dividir pela quantidade de partículas de silício nela contida, possuir um tamanho inferior a 4 pm com:

   < 4μηη λ5ι = Distância média entre as partículas de Si Açiuadracio = Área de referência ao quadrado em pm2 2 Nsilicio = Quantidade de partículas de Si n = Número de imagens medidas.
8. 8. Objecto, de acordo com a reivindicação N°.7, caracterizado por a trajectória média livre possuir um tamanho inferior a 3 μπι, preferencialmente inferior a 2 μπι.
9. 9. Objecto numa liga de alumínio e silício com uma fase eutética contendo preferencialmente um elemento de enriquecimento, eventualmente outros elementos de liga e/ou elementos contaminantes tais como magnésio, manganês, ferro e semelhantes, composta essencialmente por uma matriz oiai e precipitações de silício, caracterizado por a densidade média de esferoidização, ξ3ι, definida como a quantidade das partículas de silício eutéticas esferoidizadas por 100 μπι2 possuir um valor superior a 10, com 10 A ξΞχ, = Densidade média de esferoidização das partículas eutéticas de Si Nsilicio = Quantidade de partículas de Si A = Área de referência em μπι2 n = Número de imagens medidas
10. 10. Objecto, de acordo com a reivindicação N° .9, caracterizado por a densidade média da esferoidização possuir um valor superior a 20.
11. 11. Objecto, de acordo com as reivindicações N° .5 - N°.10, fabricado de acordo com o processo de 1 até 4, caracterizado por este ser fabricado pelo processo de Thixocasting. Lisboa, 22 de Março de 2007 3