Comportamento mecânico e textura de chapas finas das ligas de alumínio 5052 e 5050C

Mechanical behavior and texture of the 5052 and 5050C thin sheets aluminum alloys

RESUMO

No setor automotivo as ligas de alumínio têm se destacado por sua atraente combinação entre resistência/peso, entre outras características. As ligas da série 5XXX tem seu ganho de resistência mecânica através de processos de deformação a frio, e as propriedades mecânicas das ligas de alumínio estão diretamente relacionadas à sua composição e ao processo de fabricação utilizado em sua manufatura. Um dos requisitos para otimizar as operações de conformação mecânica é o controle da microestrutura e textura. Neste trabalho, as ligas AA 5052 e AA 5050C, produzidas por Fundição Direta (Direct Chill – DC), e Fundição Contínua de Chapas (Twin Roll Caster – TRC), respectivamente, passaram por caracterização mecânica via ensaio de tração (com corpos de provas extraídos a 0, 45 e 90° da direção de laminação) e caracterização estrutural e textura ao longo da espessura de chapas. Foram detectadas inclusões de alumina (Al₂O₃) e precipitados intermetálicos de Al₃Fe juntos à matriz metálica e ambas as ligas apresentam as componentes cobre (112)[$1\overline{11}$], latão (“Brass”) {110}<112>, cubo (001)[$0\overline{10}$] e Goss {110}<001>, ao longo da espessura. A liga AA 5052 apresentou valores de coeficiente de anisotropia planar e normal superiores aos da liga AA 5050C, como também as propriedades mecânicas medidas em tração uniaxial.

Palavras-chave:
Ligas AA5050C e AA5052; Textura cristalográfica; Propriedades mecânicas; Anisotropia

ABSTRACT

In the automotive sector, aluminum alloys have stood out for their attractive combination of strength-to-weight ratio, among other characteristics. The 5XXX series alloys mechanical properties are related to their composition and the manufacturing process used, gaining most of their mechanical strength through cold deformation processes. One of the requirements to optimize mechanical forming operations is the microstructure and texture control. In this study, AA 5052 and AA 5050C alloys, produced by Direct Chill (DC) casting and Twin Roll Caster (TRC), respectively, underwent mechanical characterization through tensile testing (with specimens extracted at 0, 45, and 90° from the rolling direction); and microstructural and texture characterization across the thickness of the sheets. Alumina (Al₂O₃) inclusions and intermetallic precipitates of Al₃Fe were detected along the metallic matrix of both alloys, exhibiting components of copper (112)[$1\overline{11}$], brass {110}<112>, cube (001)[$0\overline{10}$], and Goss {110}<001> throughout the thickness. AA 5052 alloy showed higher planar and normal anisotropy values than AA 5050C alloy, as well as mechanical properties measured in uniaxial tension.

Keywords:
AA 5050C and AA 5052 alloys; Crystallographic texture; Mechanical properties; Anisotropy

1. INTRODUÇÃO

Devido ao crescente interesse das indústrias automotiva e aeroespacial por veículos com maiores eficiências energéticas, as ligas de alumínio, devido a sua menor densidade combinada à boa resistência mecânica, se apresentam como potenciais substitutas do aço na fabricação de componentes e partes estruturais [¹]. Dentre as opções existentes, as mais visadas, para o setor automotivo, são as ligas da série 5XXX, as quais possuem o magnésio como principal elemento de liga [²].

As ligas de alumínio da série 5XXX, com exceção as ligas 5083, não são tratáveis termicamente e seu ganho de resistência mecânica ocorre por processos de deformação a frio. Estas ligas apresentam ainda uma ótima resistência à corrosão e boa soldabilidade em comparação às ligas serie 2XXX e 7XXX [³]. Atualmente, são muito utilizadas na fabricação de tanques de armazenamento, vasos de pressão, tanques de combustível, tanques criogênicos, dutos e em aplicações navais. Na indústria automotiva também são amplamente utilizadas para fabricação de painéis de corpo interno e acabamentos [⁴].

A maioria das ligas Al-Mg possui elementos formadores de dispersóides intermetálicos submicrométricos e nanométricos [⁵], como cromo, titânio e manganês, num total que varia entre 0,25% e 1% [⁶]. O que impossibilita a identificação destes precipitados por técnicas de difração de raios X convencional, principalmente após serem totalmente processadas via tratamentos de envelhecimento/estabilização, e com isto são normalmente observados por microscopia eletrônica de varredura [⁷]. A Tabela 1, abaixo, traz a composição química de algumas das principais ligas comerciais de alumínio, destacando entre estas ligas da série 5XXX e principalmente as ligas 5052 e 5050, objeto de estudo.

Tabela 1
Composição química (% em massa) de algumas ligas comerciais de alumínio processadas por processos de conformação [⁸].

LIGA	Mg	Si	Mn	Cr	Ti	Al
1060	0,03	0,25	0,03	–	0,03	RESTANTE
1200	–	1,00	0,05	–	0,05	RESTANTE
5005	0,50 – 1,1	0,30	0,20	0,10	–	RESTANTE
5050	1,1 – 1,8	0,40	0,10	0,10	–	RESTANTE
5052	2,2 – 2,8	0,25	0,10	0,15 – 0,35	–	RESTANTE
5056	4,5 – 5,6	0,30	0,05 – 0,20	0,05 – 0,20	–	RESTANTE
5083	4,0 – 4,9	0,40 – 0,70	0,40 – 0,10	0,05 – 0,25	0,15	RESTANTE
5086	4,0	–	0,45	0,15	–	RESTANTE
5154	3,1 – 3,9	0,25	0,10	0,15 – 0,35	0,20	RESTANTE
5182	4,0 – 5,0	0,20	0,20 – 0,50	0,10	0,10	RESTANTE
5456	4,5 – 5,6	0,30	0,05 – 0,20	0,05 – 0,20	–	RESTANTE
5457	0,80 – 1,20	0,08	0,15 – 0,45	–	–	RESTANTE

Além disso, observa-se em todas as ligas de alumínio presença de inclusões não metálicas, principalmente aquelas associadas ao Al₂O₃, com dimensões micrométricas e se faz de suma importância o controle dos processos de refino, lingotamento e de solidificação da liga a fim de minimizar a ocorrência desta, tanto em tamanho como em fração, a fim de não comprometer as propriedades finais da liga em questão [⁹,¹⁰,¹¹].

As propriedades mecânicas das ligas de alumínio estão diretamente relacionadas à sua composição e ao processo de fabricação utilizado. Em relação a composição química, o magnésio possui um baixo limite de solubilidade a temperatura ambiente na matriz de alumínio, e sendo assim, caso o percentual de Mg adicionado exceda este limite, são formados precipitados de fase secundária e de natureza intermetálica, os quais dependendo do formato e sua distribuição ao longo da matriz, podem prejudicar as propriedades mecânicas do alumínio [¹²]. Outro fator que influencia as propriedades mecânicas, é a formação da textura de fibra ao longo da direção de laminação da chapa devido ao alongamento/deformação dos grãos [¹³]. Assim, um dos requisitos para otimizar as operações de conformação mecânica é o controle da microestrutura e textura, através do equilíbrio entre os componentes de textura de deformação durante o processamento termomecânico [¹⁴, ¹⁵]. Além disso, em chapas deformadas e recozidas, pode haver variação na textura ao longo da espessura das ligas conformadas, caso as condições adotadas no processamento termomecânico a quente e a frio, desde a etapa de fundição, não propicie ao seu final uma homogeneidade composicional e microestrutural.

Para as ligas de alumínio, a textura normalmente se desenvolve em torno das orientações cobre (112)[$1\overline{11}$], latão (“Brass”) {110}<112> e S {123}<$63\overline{4}$> durante o processo de laminação, e em torno de orientações de cubo (001)[$0\overline{10}$] e Goss {110}<001> durante o processo de recozimento. A evolução da textura cristalográfica durante a deformação se dá devido a seleção de sistemas de deslizamento específicos. A liga começa com uma estrutura/textura de fundição relativamente grosseira e aleatória e termina com uma microestrutura laminada a frio com uma textura típica de ‘laminação’ de metais e ligas com estrutura cúbica de face centrada (CFC), e/ou recozida, a qual influencia diretamente as propriedades mecânicas do material devido à anisotropia e textura específica pronunciada. Portanto, a textura precisa ser otimizada em quase todas as etapas do processamento para se obter um material de boa conformabilidade [¹⁶].

O tipo de processamento adotado na produção de chapas de alumínio pode reduzir o custo de produção e ser uma vantagem competitiva. Atualmente, laminados de alumínio podem ser produzidos através do Processo de Fundição Direta (Direct Chill – DC), e através do Processo de Fundição Contínua de Chapas (Twin Roll Caster – TRC), onde a fabricação de chapas laminadas e bobinadas ocorre diretamente do metal líquido [¹⁷]. Destaca-se também que as ligas processadas por TRC apresentam-se uma variedade de composições química limitadas e normalmente precisam ser submetidas a processamento posteriores (de homogeneização, laminação e recozimento) a fim de atenuar seus aspectos resultantes do processo TRC, como microestruturas não homogêneas e severa segregação ao longo da espessura [¹⁸]. Com isto a codificação das ligas processadas por TRC é diferenciada por uma letra C após os 4 dígitos normalmente adotados para codificar as ligas de alumínio produzidas por DC.

Isto faz também que as texturas obtidas pelos processos DC e TRC são distintas, sendo o material obtido através do processo TRC caracterizado pela presença de orientação preferencial dos grãos relativamente fraca e uma textura incomum com orientações muito diferentes das texturas ideais conhecidas. Contudo, ambas apresentam uma textura por deformação caracterizada por um bom desenvolvimento da fibra β e uma textura de recristalização caracterizada por uma orientação cubo dominante [¹⁹, ²⁰]. A composição da liga, a textura inicial e a microestrutura afetam a evolução da textura durante o processo de laminação, levando a diferentes graus de distribuição das fibras e intensidades de orientação.

O presente trabalho teve como objetivo correlacionar os resultados da caracterização mecânica via ensaio de tração (com corpos de provas extraídos a 0, 45 e 90° da direção de laminação) com a caracterização estrutural e textural ao longo da espessura de chapas das ligas AA5052, produzida por Fundição Direta (DC), e a liga AA5050C, produzida pelo processo de Fundição Contínua (TRC).

2. MATERIAIS E MÉTODOS

Os materiais utilizados para estudo foram duas ligas de alumínio, AA 5052 e AA 5050C, doadas pela Companhia Brasileira de Alumínio (CBA), Alumínio/SP, para desenvolvimento de trabalhos acadêmicos [²¹,²²,²³]. Estas ligas foram produzidas por processos diferentes, sendo a liga AA 5052, via fundição direta (DC) e a AA 5050C por fundição contínua de chapas (TRC). Na Tabela 2 é apresentada a composição química, onde verifica-se que existem diferenças nos percentuais em massa de cada elemento de liga em destaque na composição de ambas, ou seja, principalmente Mg, Cu, Fe, Cr e Mn, que distinguem as duas ligas. Além disso, quando se compara a composição de cada uma das amostras das ligas doadas para o presente estudo com faixas composições que definem as ligas AA 5050 e AA 5052 descritas na literatura, Tabelas 1 e 2, verifica-se que os teores de Mg e Mn de ambas as ligas estão dentro da faixa e somente o teor de Cr da liga AA 5052 está dentro da faixa [⁸]. Enquanto os valores de Si de ambas as ligas são bem inferiores aos limites máximos especificados, e os valores dos teores de Fe, Cu e Ti não são considerados nos limites de faixa. No entanto, algo que deve ser ressaltado é que a liga AA 5050C do presente estudo teve sua composição ajustada para ser processada por TRC, nas fases iniciais de testes em linha para processamento da liga nas instalações da CBA, e não por DC como a maioria das chapas de alumínio são produzidas classicamente.

Tabela 2
Composição química (% em massa) das ligas de alumínio AA 5052 e AA 5050C fornecidas pela CBA.

LIGAS	Si	Fe	Cu	Mn	Mg	Cr	Ti	Al
AA 5052	0,06	0,26	0,06	0,06	2,41	0,20	0,01	RESTANTE
AA 5050C	0,07	0,47	0,36	0,10	1,39	0,00	0,04	RESTANTE

Tabela 3
Propriedades mecânicas extraídas dos ensaios de tração uniaxial realizado com velocidade de deformação de 7 mm/min, com base em corpos de provas extraídas em direções orientações a 0°, 45° e 90° de DT.

PROPRIEDADES	AA 5050C			AA 5052
	0°	45°	90°	0°	45°	90°
LIMITE DE ESCOAMENTO (LE) (MPa)	169,88 ± 0,41	166,69 ± 0,82	171,20 ± 0,62	254,26 ± 6,13	239,39 ± 1,13	242,22 ± 1,68
MÓDULO DE ELASTICIDADE (E) (GPa)	73,52 ± 13,38	72,56 ± 4,55	66,23 ± 4,00	71,84 ± 6,36	69,45 ± 3,43	69,77 ± 4,78
LIMITE DE RESISTÊNCIA À TRAÇÃO (LRT) (MPa)	209,46 ± 0,48	207,31 ± 0,69	211,42 ±0,76	298,91 ± 20,47	276,48 ± 0,85	283,78 ± 1,01
ALONGAMENTO TOTAL (AL) (%)	8,35 ± 0,19	9,88 ± 0,69	9,89 ± 0,71	9,85 ± 0,25	9,13 ± 0,38	9,38 ± 0,46
COEFICIENTE DE ANISOTROPIA (r)	0,43 ± 0,09	0,65 ± 0,06	0,69 ± 0,08	0,42 ± 0,09	0,99 ± 0,10	1,14 ± 0,26
COEFICIENTE DE ANISOTROPIA PLANAR Δr	–0,096			–0,213
COEFICIENTE DE ANISOTROPIA NORMAL $\overline{r}$	0,605			0,885

Posteriormente, ambas as ligas, foram submetidas a uma rota e parâmetros de processamento termomecânico similares até a obtenção de chapas finas com aproximadamente 1,20 mm de espessura na condição final de laminada a frio e recozida/estabilizada, exceto pelos valores da espessura inicial para laminação de desbaste (6,0 mm para DC e 7,0 mm para TRC) e temperaturas de encharque no recozimento intermediário (360 °C para DC e 380 °C para TRC). Com o objetivo de exemplificar a rota de fabricação e pequenas diferenças ajustadas durante o processo devido a composição química de cada liga, na Figura 1 é apresentado o fluxograma de produção das ligas. É importante destacar que por serem processamentos realizados em escala industrial, por questões de sigilo industrial, não se pode descrever informações mais detalhadas acerca dos processamentos, p.ex. as temperaturas específicas e sequências de deformação aplicadas nos processos de laminação a quente e TRC, a taxa de deformação nos processos de laminação a quente e a frio etc.

Figura 1
Etapas de processamento na CBA das ligas AA 5052 e AA 5050C em estudo.

A etapa de tratamento térmico, indicada na Figura 1, de recozimento intermediário foi adotada para promover a dissolução de quaisquer fases precipitadas, estável ou metaestável, que estejam presentes após as etapas de lingotamento e laminação, ou seja, trata-se de um tratamento térmico de solubilização. Já a etapa de tratamento térmico denominada de estabilização foi adotada para induzir a precipitação artificialmente nas ligas da série 5XXX de maneira uniforme e homogênea, garantindo a estabilização das propriedades mecânicas das chapas produzidas na condição envelhecida, sem ocorrência de posterior envelhecimento natural, caso haja necessidade de estocagem das chapas para garantir o mantenimento das propriedades.

De modo a caracterizar estas duas ligas quanto homogeneidade dos seus aspectos estruturais e texturais, a partir do plano da superfície até o meio da espessura das chapas produzidas com base nas respectivas rotas de processamento adotadas (Figura 1), conduziu-se análises de difração de Raios X, a fim de identificar/quantificar as fases presentes e a textura desenvolvida, em ambas as ligas. Por outro lado, a caracterização mecânica foi conduzida via tração uniaxial com corpos de provas padronizados extraídos em direções especificas a fim de averiguar quanto a ocorrência de um comportamento anisotrópico e da potencialidade para aplicações em diferentes níveis de estampagem.

Para a caracterização via difração de Raios X, via identificação de fases e textura cristalográfica, as amostras foram cortadas com dimensões de 25 mm × 25 mm (direções de laminação (DL) x transversal (DT)), em uma máquina de corte metalográfico com disco abrasivo de carbeto de silício sob ação contínua de líquido refrigerante/lubrificante. Foram cortadas três amostras para cada liga, sendo as análises conduzidas em seções de desbastes referentes aos planos da superfície da chapa, ½ e ¼ de espessura no plano da chapa. Posteriormente as amostras passaram por preparação metalográfica: lixamento de 220 a 4000 mesh, polimento em pasta de diamante de 6, 3 e 1 e ¼ μm, e posteriormente atacadas com solução de 0,5% de HF + 99,5% de H₂O em volume por 30 segundos, para a retirada da camada deformada.

Os difratogramas foram gerados pelo difratômetro de Raios X, modelo X’PERT PRO MPD da PANalytical para identificar a segunda fase precipitada junto a matriz metálica rica em alumínio.

As medidas para as análises de textura cristalográfica foram realizadas pelo difratômetro X’PERT PRO MRD da PANalytical (gerados com radiação de Co Kα (1,789 Å)). Essas análises foram realizadas através das funções de distribuição de orientação cristalográfica (FDOC) geradas pelo programa popLA (Preferred Orientation Package – Los Alamos) que em seguida foram convertidas na notação Bunge por um código computacional próprio. As FDOCs foram obtidas a partir de figuras de pólo dos planos (200) – 52,5°, (220) – 77,4° e (311) – 94,3°.

Para caracterização microestrutural foi utilizado o microscópio eletrônico de varredura modelo QUANTA 250 FEG da fabricante FEI, com auxílio dos detectores de elétrons retroespalhados (BSE) e de difração de elétrons retroespalhados (EBSD), ambos da marca Bruker associados ao software de controle Esprit 1.9, o mesmo utilizado para a aquisição e o tratamento de dados. Amostras de ambas as ligas foram embutidas em resina do tipo baquelite condutora com filler de carbono, e as análises foram conduzidas em seções de desbastes referentes a ½ espessura no plano da chapa. A preparação das amostras para análise via BSE consistiu em lixamento de 220 a 4000 mesh, polimento em pasta de diamante de 6, 3 e 1 e ¼ μm, e posteriormente uma etapa de polimento mecânico utilizando sílica coloidal modificada (400 mL de água destilada + 80 mL de sílica coloidal de 0,04 μm + 205 mL de H₂O₂ 30% PA + 3 gotas de HNO₃ para cada 100 mL de solução + 1 gota de HF para cada 100 mL de solução). Após, as amostras foram lavadas em água corrente, imersas em álcool isopropílico para banho ultrassônico por 5 minutos, e posteriormente, secadas com jato de ar quente. A preparação das amostras para análise via EBSD consistiu em lixamento de 220 a 4000 mesh, polimento em pasta de diamante de 6, 3 e 1 e ¼ μm, e polimento eletrolítico utilizando-se uma solução contendo ácido perclórico (20% HClO₄ + 80% C₂H₅OH), em temperatura ambiente. Foram utilizados uma tensão de 9 volts e um tempo de 5 segundos. Na sequência é realizado um polimento por 30 segundos utilizando a solução de sílica coloidal modificada já descrita, seguida de banho ultrassônico em álcool isopropílico por 5 min, com posterior secagem com ar quente.

Para caracterização mecânica foi realizado o ensaio de tração uniaxial em um equipamento da marca INSTRON, modelo 5585H, com ao auxílio de um extensômetro AVE (Advanced Video Extensometer), conduzido em corpos de prova (CP) reduzidos confeccionados com base de medidas 25 mm, conforme a norma ASTM E8/E8M [²⁴], e extraídos nas orientações 0°, 45° e 90° em relação a direção de laminação – 5 CPs para cada orientação de cada liga. Para cada liga, foram realizados ensaios em cinco corpos de prova para cada direção em análise. Os ensaios foram conduzidos com uma velocidade de 7 mm/min e a deformação resultante foi medida numa base de medida de 25 mm o CP, com auxílio de um extensômetro óptico, o que permitiu cálculos posteriores dos limites de escoamento (LE) e de resistência a tração (LRT), como também alongamento (AL) do material sem efeitos associados a deformação da própria máquina de ensaio. Somado as isto foram calculados os coeficientes de anisotropia (r) em cada direção (0, 45° e 90° de DT), como também os coeficientes de anisotropia planar (Δr) e normal ($\overline{r}$) das ligas de estudo com base no, conforme as Equações (1), (2) e (3).

(1) $$r=\frac{in\left(\raisebox{1ex}{$w_{\text{o}}$}\!\left/ \!\raisebox{-1ex}{$w_f$}\right.\right)}{in\left(\raisebox{1ex}{$t_f$}\!\left/ \!\raisebox{-1ex}{$t_{\text{o}}$}\right.\right)}$$

Onde:

w_o: Largura inicial do corpo de prova de tração no comprimento útil (mm);

w_f: Largura final do corpo de prova de tração no comprimento útil (mm);

t_o: Espessura inicial do corpo de prova de tração no comprimento útil (mm);

t_f: Espessura final do corpo de prova de tração no comprimento útil (mm).

(2) $$\mathrm{\Delta }r=\frac{r_{90}+r_{\text{o}}-(2.r_{45})}{2}$$

(3) $$\overline{r}=\frac{r_{\text{o}}+(2.r_{45})+r_{90}}{4}$$

3. RESULTADOS

3.1. Identificação de fases via difração de raios X

Na Figura 2 são apresentados os padrões de difração ao longo da espessura das ligas AA 5050C e AA 5052. De acordo com os picos de difração e com o auxílio das fichas ICDD (International Centre for Diffraction Data) relativas à possíveis fases que poderiam se fazer presentes nestas ligas, foram identificados os picos de difração da matriz de Al (fase α), e inclusões de Al₂O₃, para ambas as ligas. Em relação à fase α do alumínio, os picos de difração identificados são referentes aos planos (111), (200), (220), (311) e (400) em ângulos de difração de aproximadamente 38°, 45°, 65°,78° e 99°, respectivamente.

Figura 2
Padrões de difração (gerados com radiação de Cu Kα (1,5406 Å)) ao longo da espessura para a liga (a) AA 5050C e (b) AA 5052.

Em relação as inclusões de Al₂O₃, o pico de difração é referente aos planos (012), (104), (113) e (116) com ângulo de difração de aproximadamente 26°, 35°, 43° e 58° respectivamente. No que diz respeito à presença de possíveis outros precipitados esperados associados a, por exemplo, um intermetálico, tal análise não foi suficiente para identifica-los. Nota-se ainda que alguns outros picos presentes nos difratogramas não foram identificados. Essas limitações apresentadas podem ser relacionadas aos seguintes motivos: ao limite de detecção do equipamento e análise de técnicas complementares.

Por fim, de acordo com os resultados obtidos, infere-se que as ligas são homogêneas ao longo da espessura em termos de tipo de fases presente e inclusões, pois seus picos de cada plano estão na mesma posição de 2theta, independentemente da seção analisada ao longo da espessura.

3.2. Caracterização microestrutural e microtextural no MEV

Nas Figuras 3 e 4 estão representadas as micrografias obtidas com auxílio do detector de elétrons retroespalhados (BSE), no MEV, da seção associada a direção de laminação (DL) na espessura da chapa (direção normal – DN) das ligas AA 5050C e AA 5052, respectivamente, nos aumentos de 1000 e 5000×.

Figura 3
Micrografias referentes a ½ espessura no plano da chapa da liga AA 5050C, com destaque dos detalhes dos constituintes microestruturais (precipitados ou inclusões – cinza claro) dispersos na matriz metálica (cinza escuro).

Figura 4
Micrografias referentes a ½ espessura no plano da chapa da liga AA 5052, com destaque dos detalhes dos constituintes microestruturais (precipitados ou inclusões – cinza claro) dispersos na matriz metálica (cinza escuro).

Ressalta-se que pelos resultados de identificação de fases por DRX terem destacado que as ligas são homogêneas ao longo da espessura em termos de tipo de fases presente e inclusões, foram apresentados somente as micrografias referentes a ½ espessura.

Observa-se uma distribuição homogênea dos constituintes microestruturais (e as inclusões na metálicas de Al₂O₃, que foram identificadas por DRX, ao longo da matriz metálica da fase α) ao longo da espessura da amostra na direção de laminação. Tais inclusões se apresentam como partículas finas dispersas sobre a matriz, preferencialmente alinhados a direção de laminação da liga. Em alguns pontos da microestrutura estas partículas encontram-se agregadas em estruturas finamente aglomeradas, em formatos irregulares, conforme pode ser observado nos detalhes ressaltados nas Figuras 3 e 4.

Nas Figuras 5 e 6 estão representados no formato de mapas (de qualidade, fase, orientação e misorientação) os resultados obtidos por EBSD, no MEV, das ligas AA 5050C e AA 5052, os quais foram processados com auxílio do software ESPRIT 1.9.4, a ½ espessura das chapas na direção de laminação, com aumentos de 1000× e 500×, respectivamente.

Figura 5
Aspecto microtextural da liga AA 5050C a ½ espessura, obtida por EBSD/MEV: (a) mapas qualidade e barra de escala, (b) mapa de orientação associado as cores da figura de polo inversa padrão, (c) mapa de misorientação e sua barra de escala e (d) figura de polo inversa com os níveis das principais orientações destacadas no mapa (b).

Figura 6
Aspecto microtextural da liga AA 5052 a ½ espessura, obtida por EBSD/MEV: (a) mapas qualidade e barra de escala, (b) mapa de orientação associado as cores da figura de polo inversa padrão, (c) mapa de misorientação e sua barra de escala e (d) figura de polo inversa com os níveis das principais orientações destacadas no mapa (b).

Novamente foram apresentados somente os mapas resultantes da análise de EBSD/MEV referentes a ½ espessura pelos resultados de identificação de fases por DRX terem destacado que as ligas são homogêneas ao longo da espessura.

Os resultados das análises de EBSD/MEV conduzidas para a liga AA 5050C destacam no seu mapa de orientação (Figura 5b) grãos alongados da matriz metálica, alinhados na direção de laminação e com valores superiores de misorientação, circundados por pequenos grãos com valores inferiores de misorientação (Figura 5c). Já os resultados da análise da liga AA 5052 destacam uma microestrutura a partir do seu mapa de orientação (Figura 6b) de grãos da matriz metálica, mais grosseiras que os da liga 5050C, porém com menor extensão do alongamento destes na direção de laminação e com valores inferiores de misorientação (Figura 6c), sem evidências de grãos menores circundando os grãos alongados como observado na liga 5050C. Além disso, pela quantificação das principais componentes observadas nos mapas de orientação, pode-se destacar que a microtextura revela pelas figuras de polo inversa (Figuras 5d e 6d):

• •

  as principais componentes tendo a estar associadas ao plano (001) e próximos a (112) paralelos a superfície da chapa da liga 5050C;

• •

  as principais componentes as associadas ao plano (001) e entre os (112) e (111) paralelos a superfície da chapa da liga 5052;

• •

  sendo o nível de reforço é maior para figura de polo inversa da liga 5050C.

3.3. Textura cristalográfica por DRX

Nas Figuras 7 e 8 são apresentadas as figuras de distribuição de orientação cristalográficas (FDOC)-referentes às seções φ = 0° e φ = 45°, dos planos das chapas referentes a superfície e a desbastes até ¼ de espessura e ½ espessura das do plano das ligas AA 5050C e AA 5052, respectivamente. Para as ligas de alumínio, a textura normalmente se desenvolve em torno das orientações cobre (112)[$1\overline{11}$], latão (“Brass”) {110}<112> e S {123}<$63\overline{4}$> durante o processo de laminação, e em torno de orientações de cubo (001)[$0\overline{10}$] e Goss {110}<001> durante o processo de recozimento [¹⁹]. Para as ligas em estudo, conforme FDOC das seções φ = 0° e φ = 45°, se fazem mais evidentes as componentes próximas as orientações principalmente desenvolvidas no processo de laminação (cobre e latão) e pouco daquela que seria desenvolvida em processo de recozimento (cubo), onde esta última se destaca mais nas regiões de ¼ e ½ espessura.

Figura 7
FDOC’s ao longo da espessura da liga AA 5050C (a) 0° e (b) 45°.

Figura 8
FDOC’s ao longo da espessura da liga AA 5052 (a) 0° e (b) 45°.

3.4. Ensaio em tração Uniaxial

Na Figura 9 são apresentadas as curvas tensão-deformação de engenharia das ligas AA 5050C e AA 5052, ensaiadas em diferentes angulações em relação a direção de laminação. Sobre a presença de serrilhados nas curvas Tensão x Deformação, na região de deformação plástica para ambas as ligas, infere-se a ocorrência do envelhecimento dinâmico dos materiais, e a frequência e magnitude de quedas de tensão verificadas podem ser associadas aos diferentes teores de Mg das ligas [²⁵], porém este comportamento não foi explorado a fundo no presente trabalho por não ser objetivo principal do estudo.

Figura 9
Curvas tensão-deformação de engenharia e propriedades mecânicas das ligas AA 5050C e AA 5052.

Na Tabela 2 são apresentados os dados referentes às médias das propriedades mecânicas observadas nos ensaios de tração uniaxial quanto ao limite de escoamento (LE), módulo de elasticidade (E), limite de resistência a tração (LRT), alongamento total (AL), coeficiente de anisotropia (r), coeficiente de anisotropia planar (Δr) e coeficiente de anisotropia normal ($\overline{r}$), com base nas curvas de tração obtidas (conforme exemplificado na Figura 9), medidas de deformação com o extensômetro óptico até a ruptura e de largura e de espessura, na região do comprimento útil com deformação uniforme, dos corpos de prova antes e ao final do ensaio. Nestes resultados observa-se que a liga AA 5052 apresenta valores superiores de limite de escoamento, limite de resistência a tração e dos coeficientes de anisotropia planar e normal, quando comparados aos observados na liga AA 5050C. Por outro lado, valores próximos de módulo de elasticidade e alongamento total.

4. DISCUSSÃO

Com base na análise de Difração de Raios X conduzida só foram possíveis de identificar a matriz metálica de alumínio, fase α, e a presença de inclusões de Al₂O₃, conforme as Figura 3 e 4, para as ligas em estudo. Inclusive estas inclusões colocam-se em destaque, com dimensões da ordem de micrometros e formatos distintos, quando observadas no MEV com auxílio do detector de BSE.

No entanto, não é possível afirmar com total certeza a ausências de precipitados intermetálicos referenciados na literatura para se fazerem presentes em ambas as ligas em estudo envelhecidas [⁷, ²⁵]. Ou seja, a técnica de DRX apresenta limitações de detecção em função da dimensão e fração volumétrica das possíveis fases intermetálicas que podem se forma associadas a Al-Mg(Cu) e Al-Fe que podem estar presentes nos materiais em análises em dimensões submicrométrica a nanométricas e/ou em frações volumétricas diminutas [⁵, ⁷], sendo necessário para isto análises via microscopia eletrônica de transmissão em conjunto com espectrometria de energia dispersiva de Raios X.

As macrotexturas apresentadas pelas ligas AA 5050C e AA 5052 (Figuras 7 e 8) exibem, de modo geral, os mesmos componentes de textura típicos de ligas laminadas e tratadas termicamente. Em ambas as ligas, analisando a seção φ = 0°, observa-se, para todas as espessuras, a componente cubo (001)[$0\overline{10}$]. A liga AA 5050C também apresenta a componente Goss {110}<001> na superfície. A ¼ de espessura têm-se a intensificação da componente cubo (001)[$0\overline{10}$], em ambas as ligas e, para a liga AA 5050C, em ½ espessura a componente cubo (001)[$0\overline{10}$] diminui a intensidade e a componente Goss {110}<001> volta a aparecer.

A seção φ = 45° permite uma melhor observação das componentes presentes nas ligas. Na superfície, nota-se as componentes cubo (001)[$0\overline{10}$], cobre (112)[$1\overline{11}$] e latão (“Brass”) {110}<112>, e a liga AA 5050C apresenta também a componente Goss {110}<001>. Como observado para a seção φ = 0°, têm se o aumento da intensidade da componente cubo (001)[$0\overline{10}$] e a diminuição da intensidade da componente latão {110}<112> a ¼ de espessura, para a liga AA 5050C. Para liga AA 5052, a ¼ de espessura, as componentes cobre (112)[$1\overline{11}$] e latão {110}<112>, acompanham o aumento de intensidade da componente cubo 001)[$0\overline{10}$]. A ½ espessura se tem um aumento da intensidade da componente latão {110}<112>, a diminuição da componente cubo (001)[$0\overline{10}$] e retorno da componente Goss {110}<001>, na liga AA 5050C. Para liga AA 5052, as componentes cubo (001)[$0\overline{10}$], cobre (112)[$1\overline{11}$] e latão {110}<112> se intensificam, igualmente ao que ocorreu a ½ espessura. A componente Goss {110}<001> não foi observada na liga AA 5052. Para todas as espessuras analisadas, verifica-se que a componente cobre (112)[$1\overline{11}$] mantem a intensidade constante.

A presença de uma forte componente cubo (001)[$0\overline{10}$] afeta a evolução da textura de deformação durante a laminação. Estudos reportam que, a fração volumétrica da orientação cubo {100}<001> diminui com o aumento da redução da espessura, o que contribui para uma distribuição de orientações mais aleatória e, consequentemente, influência nas propriedades mecânicas, e que a intensidade da orientação cubo é maior na liga produzida por fundição direta (DC) do que a produzida via fundição contínua de chapas (TRC) [²⁶, ²⁷].

Analisando as FDOC’s, considerando a seção φ = 45°, não foi possível observar essa diferença de intensidade da componente cubo (001)[$0\overline{10}$] entre as ligas em estudo. Ao se considerar uma textura ideal, as orientações que melhor favorecem a conformação das ligas de alumínio são {111}<110> e {111}<112>, as quais apresentam coeficientes de anisotropia normal e planar de 1,91 e 0,04, respectivamente [²⁸]. As ligas AA 5050C e AA 5052 apresentaram as componentes cubo, Goss e latão com intensidade mais significativas, não sendo observadas a textura <111>//DN. Em relação aos coeficientes de anisotropia planar (Δr) e normal ($\overline{r}$), os valores obtidos foram de –0,096 e 0,0605 para a liga AA 5050C e de –0,213 e 0,0885 para a liga AA 5052, respectivamente. Tais valores indicam que a textura obtida durante o processamento das ligas não é o ideal para aplicações em estampagem profunda, uma vez que não apresenta uma combinação adequada entre os valores dos coeficientes de anisotropia planar e normal.

Os resultados das análises de EBSD/MEV conduzidas para ambas as ligas indicam que a etapa de estabilização aplicado a 120 °C por 1 h nas chapas propiciou um rearranjo das discordâncias recuperando a estrutura encruada pela última etapa de laminação (conforme rota de processamento descrita na Figura 1), considerando que a recuperação ocorra entre 20% – 50% da temperatura homologa de fusão do alumínio (928,15 K). As diferenças de microestrutura e valores de misorientação encontrados, podem estar relacionadas aos distintos percentuais de elementos de liga existentes nas chapas em estudo, pois a evolução microestrutural está intimamente relacionada, por exemplo, às variações nos contornos dos grãos e na densidade das discordâncias [²⁹].

Além disso, os resultados de microtextura por EBSD/MEV corroboram com os resultados de textura por DRX, tendo em vista que a forte misorientação presente em ambas as ligas reforça que ambas estão somente recuperadas, ou seja, as componentes de textura introduzidas pela última etapa de laminação a frio não puderam ser eliminadas pelo recozimento aplicado em temperatura de tão somente 120 °C – incapaz de introduzir componentes de textura de recozimento que estão associadas a uma matriz metálica recristalizada e que não se faz presente em nenhuma das ligas em estudo.

Já de acordo com os resultados de anisotropia obtidos pelo ensaio de tração, os elevados valores de Δr indicam uma maior propensão à formação de orelhas durante o processo de estampagem, enquanto os valores de $\overline{r}$ inferiores a um, reforçam a possibilidade de rupturas e diminuição da resistência mecânica da liga. No entanto, as chapas das ligas em estudo não apresentam limites para aplicações se façam presentes operações de estampagem menos severa.

Acerca das propriedades mecânicas analisadas, a liga AA 5052 apresentou valores maiores de resistência à tração e limite de escoamento quando comparada à liga AA 5050C. Materiais processados por fundição contínua de chapas (TRC), apresentam melhores propriedades mecânicas, em termos de maior resistência ao início do escoamento e limite de resistência a tração sem prejuízos a ductilidade, quando comparado aos produzidos por fundição direta (DC), sendo isso decorrente da presença de maior número de segunda fase precipitada durante o TRC [¹⁷]. Entretanto, em relação às propriedades mecânicas, as ligas em estudo apresentaram comportamento contrário ao apresentado na literatura. Essa diferença pode ser explicada pela diferença de composição entre as ligas, uma vez que a liga AA 5050C apresenta menores teores de magnésio e cromo e maior teor de cobre. Essa variação composicional foi necessária a fim de reduzir a oxidação superficial durante a solidificação no processamento de fundição contínua de chapas (TRC). Com isso, apesar de apresentar maior propensão a formação de número de precipitados dispersos na matriz, em relação à liga AA 5052, a liga AA 5050C apresenta menor teor de magnésio em sua composição e em oferta para precipitação, o que reflete na redução das propriedades mecânicas da liga.

Em relação ao coeficiente de anisotropia, verifica-se que as médias são estatisticamente iguais para as direções de 45° e 90. Contudo, para as direções de 0° e 45°, 0° e 90°, há diferença entre as médias, indicando que o material é anisotrópico. Materiais que possuem os valores de r0°, r45° e r90° distintos, possuem anisotropia planar e normal [³⁰] e o processamento do material via fundição contínua favorece a anisotropia e conformabilidade dos materiais [¹⁷, ³¹], tais fatos corroboram os valores obtidos para Δr e $\overline{r}$, neste estudo.

A textura está diretamente relacionada com o coeficiente de anisotropia do material, visto que o alinhamento de estruturas em direções preferenciais proporciona comportamentos distintos quando há a solicitação do mesmo em direções diversas. A liga AA 5050C não apresenta uma textura muito intensa, o que influencia diretamente em sua estampabilidade. Tal fato pode ser confirmado através da análise de $\overline{r}$. Valores de coeficiente de anisotropia normal inferiores a 1, como o apresentado pela liga AA 5050C, indicam que ao se estampar o material, suas propriedades mecânicas em tração podem não apresentar o comportamento esperado em relação à resistência, ocasionado sua ruptura durante o processo.

5. CONCLUSÕES

Através da técnica de DRX, foram detectadas inclusões de alumina (Al₂O₃) juntos à matriz metálica, para as ligas AA 5050C e AA 5052, as quais foram observadas em dimensões de unidade de micrometros nas análises conduzidas no MEV/BSE.

Acerca da análise de textura, ambas as ligas apresentam as componentes cobre (112)[$1\overline{11}$], latão (“Brass”) {110}<112>, cubo (001)[$0\overline{10}$] e Goss {110}<001>, porém as mais intensas (cobre e latão) estão relacionadas a materiais metálicos CFC tipicamente laminados a frio. O que é confirmado pelos níveis apresentados de misorientação e componentes de textura observadas nas análises de MEV/EBSD para ambas as ligas. A liga AA 5052, processada por DC, apresentou textura por DRX mais intensa quando comparada a liga AA 5050C processada por TRC, porém os resultados de reforço da microtextura por EBSD/MEV foram superiores, para a liga 5050C, para componentes associadas ao plano (001) e próximos a (112) paralelos a superfície da chapa. Considerando a relação entre os coeficientes de anisotropia planar e normal, as ligas não possuem características favoráveis para aplicações que exigem estampagem profunda, mas não apresentam limitações para condições de estampagem menos severas. Reforçando que o tratamento térmico de estabilização ao final do processamento deve ter somente promovido alívio de tensões, pelo progresso da recuperação da estrutura deformada na última etapa de laminação, em conjunto com um subenvelhecimento pela formação de precipitados submicrométrico/nanométricos não detectáveis na análise de DRX conduzida.

As propriedades mecânicas, referentes ao limite de escoamento e de resistência a tração, medidas em tração uniaxial da liga AA 5052 foram superiores as da liga AA 5050C. Credita-se este resultado às distintas composições químicas e alterações/diferenciações existentes nos processos de produção. A liga AA 5050C apresenta valores de limite de escoamento e de resistência a tração inferiores (3% menor), e a ductilidade dentro do limite dos valores indicados pela especificação da CBA. No entanto, um pequeno decréscimo nas temperaturas e/ou no tempo de encharque nos tratamentos de recozimento intermediário e para estabilização, no que diz respeito a liga 5050C com a composição em estudo, propiciaria incrementos nos limites de escoamento e resistência a tração de forma a ser aproximarem das propriedades da liga 5052 e atenderem a especificação sem prejuízos a ductilidade especificada.

6. AGRADECIMENTOS

Os autores agradecem a CBA pela doação das ligas para este estudo, o Instituto Militar de Engenharia (IME) pela infraestrutura laboratorial para condução das caracterizações e particularmente ao Centro de Pesquisa da Companhia Siderúrgica Nacional (CSN) por realizar os ensaios de tração com extensômetro óptico. Somado ao CNPq e a CAPES/PROEX pelas bolsas de mestrado e doutorado, como também pelos recursos para confecção dos corpos de prova de tração subsidiados pela CAPES/PROEX do Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais (PPGCM) do IME.

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Datas de Publicação

• Publicação nesta coleção
  20 Maio 2024
• Data do Fascículo
  2024

Histórico

• Recebido
  17 Nov 2023
• Aceito
  04 Abr 2024