Para as peças fundidas submetidas a grandes requisitos de resistência ao desgaste e das propriedades mecânicas em temperaturas elevadas, são utilizadas normalmente ligas de alumínio silício hipereutéticas, como por exemplo, as ligas para fundição de pistões do tipo AlSi17Cu4Mg ou AlSi18CuNiMg, além da liga quasieutética e padronizada EN 1706- AC-AlSi12CuNiMg.

A otimização específica de componentes fundidos em conformidade com as solicitações e funções requer o conhecimento assegurado dos valores característicos do material, que vão bem além das especificações da norma. Isto vale especialmente para a liga de alumínio AlSi12CuNiMg usada para a fundição de pistões, a qual também é classificada como liga com potencial de desenvolvimento para aplicação na fundição de cabeçotes de cilindro.

O desenvolvimento do material a partir de ligas padronizadas resulta claramente em um caminho para o desenvolvimento de novas variantes de liga com propriedades específicas otimizadas. No caso da liga de alumínio AlSi12CuNiMg para fundição de pistões existem poucos dados publicados e informações sobre as propriedades do material em dependência do estado de tratamento térmico.

A influência dos tratamentos do refino de grão e da modificação sobre a estrutura e as características de vazamento de variantes da liga de alumínio AlSi12CuNiMg, assim como as propriedades mecânicas estatísticas depois de um envelhecimento natural, já foram apresentadas na parte 1 deste

Fig. 1 – Imagem feita em microscópio eletrônico de transmissão da liga C, estado T1, grão muito fino (de 5 a 10 nm) e precipitações distribuídas homogeneamente após o envelhecimento completo a frio (zonas de Guinier-Preston I)

estudo[2]. Nesta segunda parte, serão examinadas as propriedades depois de diferentes tratamentos térmicos T5, além da influência do envelhecimento intermediário de 24 horas.

As variantes da liga de alumínio AlSi12CuNiMg analisadas estão descritas na tabela 1 e as respectivas análises químicas estão apresentadas na tabela 2.

As imagens do TEM (de transmission electron microscope ou microscópio eletrônico de

transmissão) da liga C submetida a um envelhecimento natural (veja figura 1), que já foram apresentadas na parte 1, mostram que um envelhecimento intermediário na temperatura ambiente resulta, no caso de uma composição otimizada da liga em relação aos teores de cobre (Cu) e magnésio (Mg), nas primeiras precipitações Guinier-Preston I (zonas GPI), sendo que o tamanho destas precipitações varia entre 5 e 10 nm.

Adicionalmente, também é possível obter uma distribuição fina e uniforme das precipitações com uma escolha favorável das porcentagens de cobre e magnésio. Portanto, pode-se concluir que no envelhecimento artificial T5 também deve existir uma distribuição mais fina das precipitações e uma maior densidade

Fig. 2 - Imagem feita em microscópio eletrônico de transmissão; campo iluminado: liga C, estado T1(resfriado bruscamente a partir da temperatura de vazamento e envelhecido completamente a frio). As linhas finas caracterizam os campos de tensão coerentes, que são originados na região das precipitações, em virtude da deformação do reticulado cristalino.

das precipitações quando as zonas de Guinier-Preston I, que alcançaram o tamanho crítico para a nucleação durante o seu crescimento, apresentam uma densidade maior [3].

Teoria do envelhecimento artificial da liga de alumínio AlSi12CuNiMg

O fenômeno do endurecimento de ligas de alumínio (Al) foi descoberto há cerca de 100 anos por A. Wilm, em uma liga de alumínio-cobre-magnésio ( Al-Cu-Mg) [4] e examinado intensivamente nos mais diversos tipos de liga desde aquela época. O endurecimento é baseado em processos de separação da mistura, que ocorrem no cristal misto supersaturado na temperatura ambiente ou em uma temperatura moderadamente elevada[5].

Os processos de separação da mistura ocorrem quando o cristal misto-α, que é rico em alumínio, apresenta uma solubilidade decrescente em relação à temperatura, para um determinado componente de liga. Estes processos são controlados pela difusão e, portanto, dependem do tempo e da temperatura.

O pré-requisito para a formação de um cristal misto supersaturado é a alta velocidade de resfriamento, o que ocorre na fundição em coquilha. Porém, as peças fundidas devem resfriar o

Fig. 3 – Comportamento do envelhecimento a quente das ligas Al-Cu, Al-Si-Cu ou Al-Si-Mg, em dependência da temperatura e do tempo de envelhecimento a quente

mais rápido possível após a extração da coquilha, o que é realizado normalmente com a imersão das peças fundidas em um meio de resfriamento brusco (normalmente água na temperatura ambiente). Este processo é entendido como um resfriamento brusco a partir da temperatura de vazamento.

O efeito endurecedor reside na formação de precipitações e, portanto, no bloqueio de defeitos na formação do reticulado cristalino, chamadas discordâncias, que migram com a aplicação de cargas.

Com respeito às precipitações que ocorrem no envelhecimento artificial, recomenda-se a leitura dos estudos abrangentes de Asby e outros [6], os quais também apresentam uma breve descrição do endurecimento pelo cobre, o que é decisivo para a resistência da liga de alumínio AlSi12CuNiMg.

O cristal misto supersaturado de alumínio também é uma condição inicial para a formação das partículas endurecedoras na liga AlSi12CuNiMg. Como já mencionado acima, a formação das primeiras zonas Guinier-Preston I ocorre já na temperatura ambiente, ou seja, no envelhecimento natural (figura 1).

Estas precipitações assumem a forma de plaquetas e são coerentes com o reticulado cristalino do alumínio. Em virtude dos átomos maiores de cobre, em comparação com os de alumínio, as zonas Guinier-Preston I provocam distorções no reticulado cristalino de alumínio (tensões de coerência).

Por meio das imagens do microscópio eletrônico de transmissão das variantes da liga de alumínio AlSi12CuNiMg submetidas ao envelhecimento natural, foi esclarecido, na parte 1 deste trabalho, que estas distorções do reticulado cristalino dificultam o movimento livre das discordâncias, o que resulta em um aumento da resistência, mesmo quando o material ainda não se encontra em estado estável (veja figura 2).

Neste estado metaestável, a liga de alumínio AlSi12CuNiMg é abastecida com energia térmica resultante do envelhecimento artificial subsequente, e procura novamente se aproximar do estado de equilíbrio. Entretanto, não ocorre a formação imediata da precipitação estável da fase intermetálica θ(Al2Cu), mas sim a chamada sequência de precipitação, em diversos intervalos ordenados com uma determinada temperatura de envelhecimento, em dependência do tempo de envelhecimento e, respectivamente, da formação de outras precipitações metaestáveis.

Quando as separações monofásicas de Guinier-Preston I são aquecidas rapidamente a temperaturas entre 100°C e 200°C, elas são dissolvidas. No seu lugar ocorre a formação de zonas Guinier-Preston secundárias (zonas GPII), que também assumem a forma de plaquetas, sendo coerentes com o reticulado cristalino de alumínio.

Nas ligas de alumínio-cobre, foi observado, adicionalmente, que especialmente o magnésio consegue acelerar a formação de zonas Guinier Preston II durante o envelhecimento artificial [7], o que também foi confirmado pelos resultados descritos na parte 1 deste trabalho.

Em seguida ocorre a formação de pré-estágios das precipitações está veis, denominadas fases θ” e θ’, com outro

aumento de calor, que são modificações metaestáveis ou semicoerentes

Fig. 4 – Evolução do limite de escoamento 0,2% Rp_0,2 durante o envelhecimento a frio das variantes A, B e C. Aumento do limite de  scoamento com o tempo de estocagem intermediária crescente (tempo de envelhecimento a frio).

das fases θ estáveis. Elas apresentam novamente a forma de plaquetas, porém ficam ainda maiores (e apenas parcialmente coerentes com o reticulado cristalino do alumínio; as faces frontais são coerentes, enquanto as laterais são incoerentes).

Durante esta fase de transição, é possível obter a resistência máxima. Finalmente, ocorrem as precipitações estáveis θ a partir das fases θ’, que são globulares e incoerentes com o reticulado cristalino do alumínio, porém não resultam em outro aumento da resistência[8].

Estas precipitações são responsáveis pela queda da resistência e dureza em caso de um envelhecimento excessivo,

Fig. 5 - Evolução da dureza Brinell durante o envelhecimento a frio das variantes A, B e C. Aumento da dureza com o tempo de  estocagem intermediária crescente (tempo de envelhecimento a frio).

ou seja, na existência de tempos de envelhecimento artificial ainda mais longos e de temperaturas de envelhecimento ainda maiores[9]. Portanto, a sequência de precipitação teórica (simplificada) na liga de alumínio AlSi12CuNiMg no envelhecimento artificial é a seguinte:

Contrariamente ao resfriamento lento descrito anteriormente, esta sequência de precipitações ocorre não apenas nos contornos dos grãos, mas também no volume do grão inteiro de modo uniformemente distribuído.

A intensidade do aumento da resistência por meio do endurecimento por precipitação é o resultado da obstrução do movimento de discordâncias pelos diversos estágios da sequência de precipitação. As partículas coerentes pequenas podem ser vencidas pelas discordâncias com um corte (efeito de Friedel), enquanto as partículas incoerentes grandes só podem ser vencidas pelas discordâncias por meio de um desvio (mecanismo de Orowan).

Fig. 6 – Liga A: evolução do limite de escoamento 0,2% em dependência da estocagem intermediária (F e T1), da temperatura de envelhecimento e do tempo de envelhecimento

Com tempos curtos de envelhecimento (existência de zonas Guinier Preston I com partículas coerentes pequenas), isto é, no envelhecimento intermediário ou no natural (mas também com um envelhecimento incompleto), ocorre apenas um pequeno aumento do limite de escoamento 0,2%, que é novamente menor em caso de tempos longos de envelhecimento (superenvelhecimento), na existência predominante das fases θ’ ou θ já estáveis, com partículas maiores parcialmente ou totalmente incoerentes, em função do engrossamento das precipitações [10, 11, 12].

Um limite de escoamento máximo (e também de dureza) pode ser observado na faixa de ocorrência das zonas Guinier Preston II, ou seja, no começo da formação das fases θ’, o que oferece a maior resistência tanto ao

Fig. 7 - Liga B: evolução do limite de escoamento 0,2% em dependência da estocagem intermediária (F e T1), da temperatura de envelhecimento e do tempo de envelhecimento

Fig. 8 - Liga A: evolução da dureza em dependência da estocagem intermediária (F e T1), da temperatura de envelhecimento e do tempo de envelhecimento

corte como também ao desvio pelas discordâncias, em virtude de seu tamanho e de suas tensões de coerência. No endurecimento por precipitação de ligas de alumínio, procura-se alcançar geralmente este estado com a finalidade de obter uma alta resistência [13].

As famílias de curvas características em relação às propriedades de resistência, que estão apresentadas na figura 3, e também conhecidas pelos estudos da liga de alumínio para fundição AlSi9Cu3(Fe), surgem em dependência da temperatura do envelhecimento artificial e do tempo de envelhecimento [10-12].

No estabelecimento da evolução destas curvas é assumida a hipótese simplificada, a qual se refere apenas a um tipo de precipitação. Entretanto, na prática, como também no sistema existente da liga de alumínio AlSi12CuNiMg, ocorre geralmente uma sequência de várias fases metaestáveis, de modo que as condições ficam um pouco mais complicadas.

Adicionalmente, também poderia ocorrer uma diminuição da energia interfacial da matriz de precipitação (g) por meio dos altíssimos teores de cobre e magnésio e a possível incorporação dos átomos destes dois elementos na superfície de precipitação, como desejado na liga do tipo B, neste estudo. Isto resultaria, por um lado, também em uma nucleação multiplicada (conforme a teoria de nucleação clássica, a energia de ativação para a nucleação homogênea ΔG é proporcional à energia interfacial γ) e, por outro lado, em um crescimento suprimido adicional das partículas. Neste caso, as precipitações na liga B deveriam ficar menores mesmo depois de tempos mais longos e, respectivamente, as propriedades ficariam independentes do envelhecimento intermediário na temperatura ambiente.

Evolução das propriedades em dependência dos parâmetros do envelhecimento artificial

Realização dos envelhecimentos artificial e intermediário

Para evitar um possível envelhecimento natural, as amostras na forma de barras fundidas no estado bruto de fundição foram armazenadas em uma unidade de refrigeração, na temperatura de aproximadamente -30°C, imediatamente depois da fundição e do resfriamento brusco em água, a partir da temperatura de vazamento. As barras necessárias para o registro do envelhecimento natural foram armazenadas na temperatura ambiente.

A usinagem das amostras de barras redondas B12x60, padronizadas segundo a norma DIN 50125, foi efetuada imediatamente antes do teste. As barras fundidas brutas para a realização do tratamento térmico T5 foram depositadas em um forno de câmara com ar circulante. A regulagem da temperatura foi feita por um termoelemento de forno do tipo K e um regulador programável.

O registro da temperatura foi executado com o auxílio de um termoelemento isolado do tipo K (Ni– rNi), que foi introduzido no corpo de prova localizado no centro da carga. Para a coleta digital de dados foram utilizados módulos sensores.

Como ponto de partida para a determinação do tempo de envelhecimento artificial, foi definido um período de 15 min após o carregamento dos corpos de prova de teste. Isto corresponde aproximadamente ao

Fig. 9 - Liga B: evolução da dureza em dependência da estocagem intermediária (F e T1), da temperatura de envelhecimento e do tempo de envelhecimento

tempo de encharque necessário para o aquecimento completo das barras até a temperatura do forno. Um tempo de envelhecimento de 30 min indicado nos diagramas a seguir significa, portanto, que as amostras permaneceram no forno por 45 min no total.

Em seguida, as amostras fundidas em bruto foram resfriadas no ar e as barras de tração padronizadas B12x60 foram fabricadas imediatamente depois do resfriamento para a temperatura ambiente (duração de cerca de 30 min).

Por meio deste procedimento, é possível evitar quase completamente uma distorção das amostras e garantir que nenhum envelhecimento natural anterior possa sobrepor ou alterar os resultados do envelhecimento artificial e do ensaio de tração subsequente.

Fig. 10 – Limite de escoamento em dependência da dureza, durante a evolução do envelhecimento a quente na liga A

A evolução das propriedades mecânicas estáticas durante o envelhecimento natural foi determinada em todas as três variantes de liga, como já descrito na parte 1 [2]. Estas propriedades estão indicadas novamente nas figuras 4 e 5 para fins de reprodutibilidade.

Nos diagramas, foi marcado adicionalmente o ponto de partida do tratamento térmico T5 após um envelhecimento intermediário de 24 h da liga C. Em relação aos valores mínimos de 100 HB especificados na norma para a dureza superficial, já existem durezas superficiais claramente maiores nas variantes de liga B e C.

Variantes do tratamento térmico T5

Alguns fabricantes de ligas recomendam realizar um tratamento térmico T5 mais curto com a temperatura de 225°C e uma duração de 3 horas. Dentro do contexto deste estudo, era necessário determinar se esta variante T5 representava a melhor opção em termos das propriedades de resistência e da dureza. Na literatura,

Fig. 11 - Limite de escoamento em dependência da dureza, durante a evolução do envelhecimento a quente na liga B

não foi possível encontrar qualquer indício do ponto em que um envelhecimento intermediário e um envelhecimento natural eventualmente realizado antes do tratamento térmico T5 influenciassem o perfil das propriedades. Por este motivo, foi adotado, para a determinação desta influência, um tempo de envelhecimento intermediário de 24 h para uma peça fundida seriada.

As variantes T5 na liga A foram registradas em temperaturas de 225°C e 250°C, sendo que a realização destas variantes do envelhecimento artificial foi efetuada tanto imediatamente após a fundição (F+T5/225°C e F+T5/250°C, onde F é a abreviação de estado bruto

Fig. 12 - Liga A: evolução do alongamento à ruptura em dependência da estocagem intermediária (F e T1), da temperatura de envelhecimento e do tempo de envelhecimento. Aumento do limite de escoamento com o envelhecimento excessivo.

Fig. 13 - Liga B: evolução do alongamento à ruptura em dependência da estocagem intermediária (F e T1), da temperatura de envelhecimento e do tempo de envelhecimento

de fundição), como também depois de um envelhecimento natural completo (T1+T5/225°C e T1+T5/250°C). Adicionalmente, foi feito um tratamento térmico T1+T5 na temperatura de envelhecimento de 275°C (T1+T5/275°C).

Os parâmetros de envelhecimento artificial para a liga B somente foram determinados depois da existência dos resultados do ensaio de tração da liga A, no qual as amostras foram envelhecidas diretamente após a fundição nas temperaturas de 235°C e 250°C (F+T5/235°C, F+T5/250°C), como também submetidas ao tratamento térmico em temperaturas de 150°C, 225°C e 275°C depois de um envelhecimento natural completo (T1+T5/150°C, T1+T5/225°C e T1+T5/275°C).

A partir dos resultados das ligas A e B, foi determinada uma única variante do tratamento térmico para a liga C como versão otimizada: envelhecimento intermediário de 24 h e envelhecimento artificial subsequente em uma temperatura de 235°C (T1/24 h + T5/235°C). A tabela 3 apresenta um resumo de todas as variantes do tratamento térmico.

Limite de escoamento 0,2% e dureza das ligas A e B

Na comparação dos limites de escoamento das ligas A (figura 6) e B (figura 7), fica evidente que a teoria da energia interfacial da matriz de precipitação reduzida tem apenas um papel secundário e não está correta. Ambas as ligas alcançam valores máximos parecidos em temperaturas de envelhecimento de aproximadamente 225°C (com valores de Rp_0,2 = 280 a 290 MPa) após aproximadamente duas horas.

Este valor máximo de resistência é alcançado pela liga B já depois de uma hora, quando a temperatura de envelhecimento é elevada levemente para 235°C. Somente com a formação das fases θ’, ou seja, na existência de temperaturas de envelhecimento

Fig. 14 – Liga A: limite de escoamento em dependência do alongamento à ruptura; quasi-fragilização no envelhecimento a quente

artificial mais altas ou de tempos de envelhecimento maiores, os valores Rp_0,2 diminuem novamente, e os valores máximos dos limites de escoamento são deslocados no sentido de tempos de envelhecimento claramente mais curtos, sob estas condições. A utilização de temperaturas superiores a 235°C para o envelhecimento artificial deve ser evitada na prática operacional por motivos da tecnologia do processo, já que os valores máximos ocorrem de modo muito rápido e também podem ser ultrapassados rapidamente (veja A, B: T1+T5/250°C).

Em virtude da inércia dos fornos, da duração nem sempre exatamente observável das atividades manuais, como o carregamento e a retirada, não é possível obter propriedades mecânicas reproduzíveis nas temperaturas de aproximadamente 235°C. Um pequeno atraso de tempo até a retirada já provocaria uma queda drástica dos valores de resistência e da dureza.

O tratamento térmico originalmente planejado com os parâmetros de 225°C/3 h também não é viável, em virtude dos processos de super envelhecimento já em andamento, particularmente no que se refere à evolução da dureza superficial, como será mostrado em seguida.

Entretanto, a cinética da separação da mistura, assim como a dureza superficial, dependem fortemente de um envelhecimento intermediário na temperatura ambiente, pelo fato dos valores R_p0,2 ficarem mais altos com um envelhecimento natural anterior (compare F+T5/225°C com T1+T5/ 225°C na figura 6) e as durezas máximas também ocorrem de modo claramente mais prematuro, com um envelhecimento natural anterior.

Um fator surpreendente é que as durezas máximas com um tratamento T1+T5 assumem valores maiores do que no estado F+T5 (figuras 8 e 9). Portanto, com respeito à dureza, é possível presumir, após a observação da sequência de precipitação, que

Fig. 15 - Liga B: limite de escoamento em dependência do alongamento à ruptura; quasi-fragilização no envelhecimento a quente

uma combinação de fases Guinier Preston II e θ” é mais favorável do que a combinação das fases θ” e θ’.

Isto também se manifesta no fato de que os valores de dureza decrescem rapidamente com um tempo de envelhecimento mais longo ou uma temperatura de envelhecimento mais alta. Esta tese é confirmada particularmente pelo fato de que os valores de dureza mantêm o nível constante com a temperatura de envelhecimento de 150°C e apresentam até a tendência de um leve aumento com um tempo de envelhecimento crescente (figura 9).

No valor máximo da resistência na temperatura de 225°C, durante 2 h, os valores de dureza já ficam claramente inferiores ao da dureza máxima passada anteriormente e especialmente a liga B já perde a sua dureza depois de aproximadamente meia hora.

Como mencionado acima, na discussão das curvas do limite de escoamento, o tratamento térmico a 225°C/3 h, também muitas vezes sugerido na literatura, já resulta em uma queda distinta da dureza.

Portanto, os efeitos das precipitações na liga de alumínio

Fig. 16 - Liga C: limite de escoamento em dependência do tempo de envelhecimento a quente na temperatura de 235oC; aumento claro da dureza após 45 minutos

AlSi12CuNiMg com relação ao limite de escoamento e à dureza podem ser interpretados da seguinte maneira:

1. Uma combinação favorável das fases Guinier Preston I I e θ” aumenta a dureza

2. O ajuste otimizado da proporção equilibrada das fases θ” e θ’ aumenta o limite de escoamento.

3. Em relação ao teor de magnésio, é possível constatar que ele não exerce uma influência significativa sobre o envelhecimento artificial – contrariamente ao envelhecimento natural.

4. A temperatura de partida para a formação das fases Guinier Preston II no envelhecimento artificial fica acima de 150°C, presumivelmente

Fig. 17 - Liga C: dureza em dependência do tempo de envelhecimento a quente na temperatura de 235oC, diminuição moderada da dureza no envelhecimento excessivo

Fig. 18 - Liga C: limite de escoamento x dureza, em dependência do tempo de envelhecimento a quente na temperatura de 235oC, com ajuste do tempo de forno para a realidade prática

na faixa de temperatura de aproximadamente 200°C.

Quando os limites de escoamento das duas ligas estão situados acima dos valores de dureza, as ligas formam curvas características, como as apresentadas nas figuras 10 e 11.

Estas curvas podem ser interpretadas da seguinte maneira: o ponto de partida se encontra do lado

esquerdo inferior com baixos valores de resistência/dureza, alternativamente no estado bruto de fundição F ou no estado de envelhecimento natural completo T1.

Os maiores valores do limite de escoamento sempre são alcançados com um envelhecimento natural anterior, porém a dureza já fica reduzida neste ponto, o que significa que as curvas inclinam-se para o lado esquerdo inferior imediatamente após o ponto de inversão. Quando é necessário obter uma relação equilibrada entre o limite de escoamento e a dureza, não é possível fazer um envelhecimento intermediário (o ponto de inversão das curvas se encontra do lado direito superior, sendo que elas não são acentuadas).

Em relação a uma dureza permanente, é preferível obter saídas de curvas verticais, o que vale para a liga A com T1+T5/225°C (figura 10).

As figuras 12 e 13 apresentam as evoluções dos alongamentos à ruptura nas ligas A e B. O alongamento à ruptura na liga A cai de aproximadamente 1,8% no estado bruto de fundição para valores entre 0,3% e 0,4% no decorrer do tratamento térmico, independentemente do envelhecimento intermediário ou da temperatura de envelhecimento (isto é, o valor mínimo do alongamento à ruptura coincide aproximadamente com o valor máximo da resistência). Os valores do alongamento à ruptura crescem novamente de modo distinto no decorrer do superenvelhecimento.

A queda do alongamento à ruptura na liga B durante o envelhecimento

Fig. 19 – Liga C: alongamento à ruptura em dependência do tempo de envelhecimento a quente na temperatura de 235oC; alongamento à ruptura mínimo na região de resistência máxima

artificial fica ainda mais marcante (em torno de 0,2%) e o alongamento no estado de partida macio F também fica claramente menor em comparação à liga A, com aproximadamente 1%.

Neste caso, também ocorre uma recuperação do alongamento à ruptura no decorrer do superenvelhecimento, porém não na mesma medida, como na liga A. Um dos motivos para isto pode ser a formação de fases intermetálicas grosseiras nesta variante de liga. Portanto, no que se refere ao alongamento à ruptura, a liga A deve ser preferida, como esperado, enquanto o uso da liga B é preferível quando forem requeridos altos valores de dureza.

No caso de um envelhecimento natural puro e temperaturas de utilização abaixo de 150°C, a liga B oferece excelentes valores de dureza, acima de 120 HB, com um alto limite de escoamento Rp0,2 , de aproximadamente 180 MPa, e alongamentos à ruptura ainda aceitáveis, ao redor de 1%, simultaneamente.

Parece plausível que a resistência ao desgaste na variante de liga B deve ficar melhor do que na liga A, em função da existência de fases niquelíferas mais numerosas na estrutura. Porém, esta propriedade ainda não foi examinada de modo mais detalhado.

Uma otimização da liga de alumínio AlSi12CuNiMg no sentido de obter relações equilibradas de resistência e alongamento à ruptura é pouco racional, pelo fato de que ambas as variantes apresentam um aumento brusco da dureza no envelhecimento artificial, com a ocorrência simultânea da queda brusca do alongamento à ruptura – o que representa uma quasi-fragilização.

Este comportamento somente pode ser combatido com um resfriamento muito rápido e a formação consequente de um espaçamento pequeno dos braços dendríticos secundários (espaçamento dos braços dendríticos secundários abaixo de 10 μm) e a

ocorrência de um tamanho de grão reduzido (inferior a 50 μm). Isto também fica evidente nos dois diagramas seguintes (figuras 14 e 15).

Determinação da liga C, em virtude dos resultados das ligas A e B

As curvas de envelhecimento das variantes A e B mostraram que a exigência constante de um alto limite de escoamento e uma alta dureza, com uma curta duração do tratamento térmico ao mesmo tempo, não podem ser cumpridas, enquanto a realização de um envelhecimento artificial permite um melhoramento distinto das propriedades mecânicas.

Com base em um tempo de envelhecimento intermediário prático de aproximadamente 24 h entre a fundição e o envelhecimento artificial, foi efetuada a fundição de uma variante C otimizada, na qual os teores de cobre e magnésio foram aumentados em comparação com a variante de liga A, com a finalidade de obter uma nucleação mais intensiva para as zonas Guinier Preston I, dentro de um envelhecimento intermediário de 24 horas. Simultaneamente, foram realizados

Fig. 20 – Liga C: Quasi-fragilização por tratamento térmico

um refino de grão e um tratamento de modificação.

O teor do elemento de liga níquel (Ni), que é dispendioso, foi reduzido para o nível mínimo, já que não foi possível comprovar qualquer efeito significativo em relação à conservação da dureza. A partir da evolução das curvas de envelhecimento artificial das variantes de liga A e B foi possível concluir que a temperatura otimizada para um envelhecimento artificial da variante C é de aproximadamente 235°C. Isto significa que esta liga apresenta um compromisso entre o tempo de tratamento térmico curto com baixos custos das ligas e os altos valores do limite de escoamento e da dureza, que devem ser alcançados ao mesmo tempo. Neste caso, se aceita o fato de que os valores do

Fig. 21 – Liga C, estado T1/24 h+T5/235oC: alta densidade de precipitação (zonas Guinier Preston II e fases θ”); as partículas apresentam tamanho de 25 a 50 nm

alongamento à ruptura podem ser baixos. No entanto, deve ser mencionado mais uma vez que um melhoramento previsto do alongamento à ruptura por meio de uma relação ferro/manganês (Fe/Mn) baixa não apresentou o sucesso esperado.

As figuras de 16 a 19 mostram os resultados do envelhecimento artificial da liga C para o limite de escoamento R_p0,2 , a dureza e o alongamento à ruptura de modo análogo às variantes de liga A e B.

A variante otimizada se destaca por um aumento da dureza rápido e imediato, que ocorre após um tempo de envelhecimento artificial de aproximadamente 30 min a 235°C

(figura 18), observando-se que a queda subsequente da dureza é moderada (figura 17).

Para a adaptação do tratamento térmico, isto significa que as peças fundidas seriadas, com uma espessura de parede parecida com a das barras de teste fundidas separadamente, devem ser retiradas do forno exatamente 1 h após terem sido colocadas.

Deve ser observado que este tempo já inclui o tempo de aquecimento e de encharque das peças fundidas. Desta forma, é possível obter uma combinação de um limite de escoamento R_p0,2 superior a 280 MPa (figura 16) com uma dureza de HB 135 (evolução do envelhecimento artificial na figura 18). O alongamento à ruptura é pouco relevante para a finalidade de utilização da peça fundida e alcança aproximadamente 0,3%. Em comparação com a variante de partida A e uma composição conforme a norma, é possível obter uma economia do tempo de tratamento térmico superior a 2 h, com um aumento simultâneo da dureza de 12,5% e uma homogeneização da dureza. Na realização de um envelhecimento artificial, ocorre um aumento do limite de escoamento e da dureza, porém o alongamento à ruptura diminui imediatamente (figura 20). Portanto, a quasi-fragilização também ocorre na liga C.

Análises no microscópio eletrônico de transmissão

A análise foi realizada em amostras da liga C, que foram submetidas a um envelhecimento artificial por 1 h, na temperatura de 235°C (T1/24 h +T5/235°C) e de 2 h, na temperatura de 235°C. A análise foi feita em um microscópio eletrônico de alta resolução.

No envelhecimento artificial, as zonas Guinier Preston I são transformadas em zonas Guinier Preston II (semicoerentes) e em fases θ” (totalmente coerentes, metaestáveis), sendo que estas crescem em virtude da difusão e apresentam, em seguida, um tamanho de 25 a 50 nm, como mostrado na figura 21.

Neste processo, as discordâncias já são retidas nas precipitações maiores (figura 22) e tentam contornar as precipitações com a formação de um anel de deslocamento. Com um tempo de envelhecimento de 2 h, a maioria das fases θ” já foi transformada em fases θ’.

Neste caso, também já ocorre uma modificação estável e coerente da fase θ, em forma de bastonetes ao longo da matriz <100>, que apresentam comprimentos de até 200 nm (figura 23). Portanto, os resultados da análise no microscópio eletrônico de transmissão refletem os fundamentos teóricos da sequência de precipitação de modo excelente.

Conclusões

A liga de alumínio AlSi12CuNiMg para a fundição de pistões se destaca pelas propriedades de alta resistência e alta dureza com boas propriedades de desgaste, simultaneamente.

Os alongamentos à ruptura não são relevantes para muitas aplicações e dificilmente alcançam valores acima de 1%. As melhores propriedades mecânicas podem ser alcançadas com um tratamento térmico específico.

Fig. 22 - Liga C: estado T1/24 h+T5/235oC/1 h (para 24 h em estocagem intermediária na temperatura ambiente e, em seguida, envelhecida a quente na temperatura de 235oC por 1 h)

Foram fabricados corpos de prova fundidos separadamente na fundição em coquilha e componentes de variantes da liga de alumínio AlSi12CuNiMg, em que foram determinadas as propriedades mecânicas estáticas depois de um envelhecimento intermediário e após um tratamento térmico T5.

A partir dos resultados, na parte 1 deste trabalho, foi possível tirar as seguintes conclusões:

1) Com a modificação com estrôncio (Sr), a liga de alumínio AlSi12CuNiMg apresenta um comportamento favorável com relação ao comportamento de fundição e da morfologia de solidificação, similar ao das ligas de alumínio-silício (Al-Si) com composição próxima ao do eutético e se destaca por uma usinabilidade significativamente melhor em relação às ligas hipereutéticas.

2) A adição do refinador permite a redução distinta do tamanho de grão, que também tem um efeito positivo sobre o comportamento de solidificação e as propriedades mecânicas estáticas.

3) O tempo de armazenagem necessário na temperatura ambiente para um envelhecimento natural completo chega a cerca de 8 dias. O aumento da resistência deve ser atribuído principalmente à distorção do reticulado cristalino que ocorre em virtude das precipitações pequenas e distribuídas uniformemente (zonas Guinier Preston I), provocando campos de tensão de coerência e dificultando, desta maneira, o movimento das discordâncias.

Fig. 23 - Liga C: estado T1/24 h+T5/235oC/2 h (para 24 h em estocagem intermediária na temperatura ambiente e, em seguida, envelhecida a quente na temperatura de 235oC por 2 h): crescimento das partículas em virtude do tempo de envelhecimento mais longo, fases θ” e θ, que apresentam precipitações em forma de bastonetes com tamanho de até 200 nm

 

Na parte 2 deste trabalho, foi apresentado o perfil de propriedades das variantes da liga de alumínio AlSi12CuNiMg em dependência dos parâmetros do tratamento térmico T5 e a influência do envelhecimento intermediário sobre as propriedades mecânicas estáticas alcançáveis. Os resultados permitem concluir que:

1) A temperatura de partida necessária para a formação das precipitações endurecedoras no tratamento térmico T5 é superior a 150°C.

2) O envelhecimento intermediário e a formação associada de zonas Guinier Preston I de alta densidade exercem um efeito positivo sobre as propriedades mecânicas com um tratamento térmico T5 subsequente.

3) Em caso de tempos de envelhecimento prolongados, todas as variantes da liga de alumínio AlSi12CuNiMg apresentam o efeito acentuado de superenvelhecimento, que se manifesta pela queda do limite de escoamento e da dureza.

4) Por meio de uma composição otimizada (cobre, magnésio, níquel, silício) e de uma escolha apropriada da temperatura de envelhecimento, é possível alcançar as melhores propriedades de resistência e durezas superficiais depois de um curto tempo de envelhecimento (variante de liga C a 235°C, 45 min).

5) Uma combinação favorável na distribuição das fases Guinier Preston II e θ” aumenta a dureza. O ajuste otimizado da proporção equilibrada das fases θ” e θ’ aumenta o limite de escoamento.

Em relação aos períodos indicados nas recomendações dos fabricantes de ligas para um tratamento térmico T5, é possível obter uma redução significativa e, desta forma, uma economia de custos, em que os valores mínimos para a dureza superficial, o limite de escoamento 0,2% e a resistência à tração especificados na norma EN 1706 para AC-48000 podem ser claramente superados.