UNIVERSIDADE ESTADUAL PAULISTA – UNESP Faculdade de Engenharia e Ciências - Campus de Guaratinguetá LUIZ ANTONIO AZEVEDO ROSA RETROGRESSÃO E REENVELHECIMENTO DE UMA LIGA Al-Zn-Mg-Cu Guaratinguetá 2024 LUIZ ANTONIO AZEVEDO ROSA RETROGRESSÃO E REENVELHECIMENTO DE UMA LIGA Al-Zn-Mg-Cu Tese apresentada à Universidade Estadual Paulista (UNESP), Faculdade de Engenharia e Ciências, Guaratinguetá, para obtenção do título de Doutor em Engenharia Mecânica. Área de Concentração: Materiais. Orientador: Prof. Dr. Marcos Valério Ribeiro. Coorientador: Prof. Dr. Eduardo Norberto Codaro. Guaratinguetá 2024 IMPACTO POTENCIAL DESTA PESQUISA O desafio técnico para o desenvolvimento de produtos automotivos ou qualquer outro produto é a conjunção entre valor pago pelo produto e o impacto ambiental causado no processo de manufatura. O alumínio e suas liga atendem ao requisito de baixo valor pago quando a razão entre propriedade mecânica e massa do componente é levada em consideração, e a sua reciclagem, no Brasil, está em amplo desenvolvimento. A liga de alumínio 7012, na têmpera RRA melhora em pelo menos 10% a dureza comparada à têmpera T6, tornando-a apta para substituir o aço em aplicações automotivas, reduzindo a massa e emissões. Esse trabalho apresenta uma proposta de ciclo de tratamento térmico para a obtenção da têmpera RRA, potencializando sua aplicação na indústria automotiva. POTENTIAL IMPACT OF THIS RESEARCH The technical challenge for developing automotive products or any other product is the conjunction between the value paid for the product and the environmental impact caused in the manufacturing process. Aluminum and its alloys meet the requirement of low value paid when the ratio between mechanical properties and mass of the component is considered, and their recycling, in Brazil, is undergoing extensive development. The 7012 aluminum alloy, in RRA temper, improves hardness by at least 10% compared to T6 temper, making it suitable for replacing steel in automotive applications, reducing mass and emissions. This work presents a proposal for a heat treatment cycle to obtain RRA tempering, enhancing its application in the automotive industry. LUIZ ANTONIO AZEVEDO ROSA RETROGRESSÃO E REENVELHECIMENTO DE UMA LIGA Al-Zn-Mg-Cu Tese apresentada à Universidade Estadual Paulista (UNESP), Faculdade de Engenharia e Ciências, Guaratinguetá, para obtenção do título de Doutor em Engenharia Mecânica. Área de Concentração: Materiais Data da defesa: 17/12/2024. Banca Examinadora: Dedico esta pesquisa à memória de meus Pais; Manoel Alves Rosa e Deolinda Azevedo Rosa, meus maiores e melhores orientadores na vida. Dedico em especial aos meus filhos; Henrique R. Rosa e Mariana R. Rosa pelo carinho, pelo incentivo para começar e continuar nos momentos difíceis e por compreender minha ausência em momentos importantes de nossas vidas. AGRADECIMENTOS Agradeço a todos que direta ou indiretamente contribuíram para a realização deste trabalh. Em especial agradeço: ao meu orientador, Prof. Dr. Marcos Valério Ribeiro, amigo de outras jornadas, por toda a sua confiança, incentivo, oportunidade, ensinamentos e paciência, que foram de vital importância para a execução deste projeto. à Profa. Dra. Ana Paula Rosifini Alves pela amizade e estímulo durante esta jornada. ao Prof. Dr. Luis Rogerio de Oliveira Hein pela orientação e apoio técnico na realização das análises metalográficas. ao Prof. Dr. Peterson Luiz Ferrandini pelos comentários na Qualificação. ao Prof. Dr. André Luís Moreira de Carvalho e Prof. Ms. Selauco Vurobi Júnior, ambos da Universidade Estadual de Ponta Grossa (PR) - Departamento de Engenharia de Materiais, pelo apoio técnico na realização do tratamento térmico de Retrogressão. aos Técnicos do Departamento de Materiais e Tecnologia pelo suporte na preparação de corpos de prova; às funcionárias da Biblioteca da UNESP campus de Guaratinguetá; aos funcionários da Secretaria da Pós-Graduação. ao Hélio Pina da Silva pelas sugestões técnicas durante a realização deste trabalho. à Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior – Brasil (CAPES) – Código de Financiamento 001, e a todos os amigos, professores e funcionários que não tiveram seus nomes citados, mas contribuíram para o desenvolvimento deste trabalho. Agradecimento ao grande amigo e colega desta e de outras jornadas, Fernando Antônio Soares (in memoriam). “Quem não pode fazer grande coisa, faça ao menos o que estiver na medida de suas forças; certamente não ficará sem recompensa” (Santo Antônio de Pádua) RESUMO O tratamento térmico de Retrogressão e Reenvelhecimento (RRA) é de interesse para a indústria automotiva na fabricação de componentes de ligas de alumínio de elevada resistência mecânica. As potenciais aplicações na indústria automotiva incluem o seu uso para manufatura de engrenagens, eixos e para-choques. Este estudo descreve o método para a obtenção da curva de Retrogressão e Reenvelhecimento para a liga de alumínio 7012 (Al-6%Zn-2%Mg-1%Cu) - UNS A97012. O tratamento térmico RRA consiste em duas etapas: a primeira etapa é a retrogressão, que foi realizada em amostras na condição de endurecimento T6 por um tempo que variou de 5 segundos a 4 horas e em diferentes temperaturas: 180°C, 210°C e 240°C, a segunda etapa, o reenvelhecimento, foi realizada a 120°C por 24 horas (parâmetros de processo para obtenção da têmpera T6). A curva RRA foi obtida através da medição da dureza Vickers. As amostras foram também avaliadas quanto à condutividade elétrica (%IACS). Os precipitados foram analisados considerando-se os seguintes itens: Diâmetro de Feret (dimensional), Circularidade (forma), Solidity – Sol (forma), e Razão de Aspecto – AR (forma). A melhor resposta ao tratamento térmico de Retrogressão e Reenvelhecimento foi obtida nas seguintes condições: Retrogressão a 180°C/1h e reenvelhecimento a 120°C por 24 horas. O aumento de dureza (HV) obtido com o RRA 180°C/1h foi da ordem de 19%. Palavras-chave: Alumínio 7012; Tratamento Térmico; Propriedades Mecânicas; Microestrutura. ABSTRACT Retrogression and Reaging (RRA) heat treatment is of interest to the automotive industry in the manufacture of high mechanical strength aluminum alloy components. Potential applications in the automotive industry include its use in the manufacture of gears, axles and bumpers. This study describes the method for obtaining the Retrogression and Reaging curve for aluminum alloy 7012 (Al-6%Zn-2%Mg-1%Cu) - UNS A97012. The RRA heat treatment consists of two stages: the first stage is retrogression, which was carried out on samples in the T6 hardening condition for a time that varied from 5 seconds to 4 hours and at different temperatures: 180°C, 210°C and 240°C, the second stage, reaging, was carried out at 120°C for 24 hours (process parameters for obtaining T6 tempering). The RRA curve was obtained by measuring Vickers hardness. The samples were also evaluated for electrical conductivity (%IACS). The precipitates were analyzed considering the following items: Feret's Diameter (dimensional), Circularity (shape), Solidity – Sun (shape), and Aspect Ratio – AR (shape). The best response to the Retrogression and Reaging heat treatment was obtained under the following conditions: Retrogression at 180°C/1h and reaging at 120°C for 24 hours. The increase in hardness (HV) obtained with RRA 180°C/1h is around 19%. Keywords: Aluminum 7012; Heat Treatment; Mechanical Properties; Microstructure. LISTA DE FIGURAS Figura 1 – Ciclo de produção do alumínio. 19 Figura 2 – Estrutura cristalina do alumínio: Cúbica de Face Centrada (CFC). 21 Figura 3 – Diagrama de classificação de composição química e têmpera das ligas de alumínio conformadas mecanicamente. 23 Figura 4 – Refusão: Processo DC (“Direct-Chill”). 25 Figura 5 – Processo de fabricação, extrusão direta, das ligas de alumínio 7xxx. 26 Figura 6 – Combinações de alumínio com os principais elementos de liga. 27 Figura 7 – Solubilidade versus temperatura para ligas binárias de alumínio, destaque para Cu, Mg e Zn. 30 Figura 8 – Efeito do tratamento térmico de Homogeneização: Segregação no tarugo, liga de alumínio 7075. 37 Figura 9 – Representação dos tipos de precipitação: (a) coerentes, (b) parcialmente coerentes ou semicoerentes, e (c) incoerentes com a matriz. 43 Figura 10 – Diagrama metaestável, região rica em alumínio de uma liga Al- Zn-Mg para teores de magnésio entre 1 e 3% (em massa). 45 Figura 11 – Representação esquemática de um diagrama de fase binário. 46 Figura 12 – Representação esquemática da curva RRA. 49 Figura 13 – Perfil na liga 7012, rabeira de míssil. Perfil: (a) Extrudado, (b) Usinado, (c) Componente Montado. 54 Figura 14 – Representação esquemática do diagrama de fases Al-Zn-Mg-Cu. 57 Figura 15 - Temperatura Solvus versus composição química, ligas Al-Zn-Mg- Cu. 57 Figura 16 - Diagrama esquemático do ciclo RRA – Liga de alumínio 7012. 58 Figura 17 – Forno de Banho de Sal. UEPG (PR). a) Vista Geral; b) Banho de sal e agitador. 60 Figura 18 – Diâmetro de Feret. 62 Figura 19 – Solidity (Sol). 62 Figura 20 – a) Condutivímetro Fischer e b) Sonda Ø 14mm. 64 Figura 21 – Curvas de Retrogressão (180, 210 e 240°C), para tempos de 5 segundos até 240 minutos (4 horas). 66 Figura 22 – Curvas: RRA 180°C e Retrogressão. 68 Figura 23 – Curvas: RRA 210°C, RRA 240°C, com as respectivas retrogressões. 68 Figura 24 – Condutividade elétrica: RRA180, RRA210 e RRA240. 70 Figura 25 – Dureza e condutividade elétrica – RRA180. 71 Figura 26 – Precipitados, retrogressão a 180°C, “A”: por 15 segundos; “B”: por 1h e “C” por 2h. Todas as amostras reenvelhecidas a 120°C/24h. 71 Figura 27 – Quantidade de precipitados. Retrogressão a 180°C e reenvelhecimento a 120°C/24h. 73 Figura 28 – Retrogressão a 180°C/1h e reenvelhecida a 120°C/24h. Precipitado: Mg, Cu, Zn 74 Figura 29 - Retrogressão a 180°C/1h e reenvelhecida a 120°C/24h. Precipitado: Mg, Cu, Zn. 75 Figura 30 - Retrogressão a 180°C/1h e reenvelhecida a 120°C/24h. Precipitado: Mg, Si, Cu e Zn. 75 LISTA DE ILUSTRAÇÕES Quadro 1 - Redução de emissões pelo uso de alumínio: Impacto por Componente. 20 Quadro 2 – Dígitos adicionais para a têmpera T. 24 Quadro 3 - Limite de solubilidade em soluções binárias de alumínio. 31 Quadro 4 - Precipitados em ligas de Al, série 7xxx. 44 Quadro 5 – Especificação: composição química da liga de alumínio 7012 53 Quadro 6 – Tratamentos térmicos realizados na liga de alumínio 7012 59 LISTA DE TABELAS Tabela 1 – Composição química da liga de alumínio 7012 estudada (% massa). 65 Tabela 2 – Precipitados, retrogressão a 180°C/15 segundos e reenvelhecimento a 120°C/24h. 72 Tabela 3 – Precipitados, retrogressão a 180°C/1h e reenvelhecimento a 120°C/24h. 72 Tabela 4 – Precipitados, retrogressão a 180°C/2h e reenvelhecimento a 120°C/24h. 73 Tabela 5 - Resultado EDS, matriz: liga de alumínio 7012 (at%). 74 LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS AA Aluminum Alloy - Liga de alumínio ABAL Associação Brasileira do Alumínio ABNT Associação Brasileira de Normas Técnica ALCAN Aluminum Company of Canada ALCOA Aluminum Company of America CAPES Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior CFC Estrutura cristalina cúbica de face centrada CO2 Dióxido de carbono CST Corrosão sob tensão DC Direct Chill FEG Faculdade de Engenharia e Ciências de Guaratinguetá GP Guinier-Preston, Zonas de IACS International Annealed Copper Standard ImageJ Image Precessing and Analysis in Java LAIMat Laboratório de Imagens de Materiais (UNESP/FEG) NBR Norma Brasileira NCR-IAR National Research Council of Canada – Institude for Aerospace Research RRA Retrogressão e Reenvelhecimento RRA180 Retrogressão e Reenvelhecimento – Retrogressão a 180°C RRA210 Retrogressão e Reenvelhecimento – Retrogressão a 210°C SAE Society of Automotive Engineers SiC Carbeto de Silício T Temperatura, geral TR Tempo de Retrogressão TRRA Designação, neste trabalho, da têmpera para retrogressão e reenvelhecimento T6 Têmpera de máxima dureza UNESP Universidade Estadual Paulista UEPGP Universidade Estadual de Ponta Grossa (PR) LISTA DE SÍMBOLOS a Parâmetro do reticulado, estrutura cúbica α Letra grega alfa. Solução sólida supersaturada de alumínio At Átomo-grama β Letra grega beta β’ Letra grega beta “linha” – representa o dispersóide Al3Zr c Parâmetro do reticulado, estrutura hexagonal °C Celsius, Temperatura ῃ Letra grega eta. Representa a fase estável MgZn2 ῃ’ Letra grega eta (linha). Representa a fase metaestável MgZn2 g.cm-3 Massa específica (“densidade”), gramas por centímetro cúbico HB Dureza Rockwell B – Hardness Rockwell B HV Dureza Vickers – Hardness Vickers K Temperatura, Kelvin Kg Quilograma m Metro µ Letra grega mi. Representa 10-3 em dimensão. mm Milímetro MPa Mega Pascal u Unidade de massa atômica SUMÁRIO 1 INTRODUÇÃO 18 2 REVISÃO DA LITERATURA 21 2.1 CLASSIFICAÇÃO DAS LIGAS DE ALUMÍNIO EXTRUDADAS 22 2.1.1 Dígitos adicionais – classificação 23 2.2 PROCESSO DE FABRICAÇÃO 24 2.3 ELEMENTOS DE LIGA 26 2.3.1 Solubilidade no alumínio no estado sólido 30 2.4 FASES NAS LIGAS DE ALUMÍNIO DA SÉRIE 7xxx 31 2.4.1 Partículas primárias 32 2.4.2 Constituintes 33 2.4.3 Dispersóides 34 2.4.4 Precipitados 35 2.5 TRATAMENTO TÉRMICO 35 2.5.1 Homogeneização 35 2.5.2 Solubilização 38 2.5.2.1 Resfriamento após solubilização 38 2.5.3 Envelhecimento 39 2.5.3.1 Nucleação de precipitados 44 2.5.3.1.1 Nucleação (ou Precipitação) homogênea 45 2.5.3.1.2 Nucleação (ou Precipitação) heterogênea 46 2.5.4 Retrogressão e reenvelhecimento (RRA) 47 2.6 LIGA DE ALUMÍNIO 7012 52 3 METODOLOGIA 58 3.1 TRATAMENTO TÉRMICO 58 3.2 MEDIÇÃO DE DUREZA 60 3.3 METALOGRAFIA 61 3.3.1 Análise dos parâmetros morfológicos e dimensional 61 3.3.2 Microscopia óptica (MO) 63 3.3.3 Microscopia eletrônica de varredura (MEV) 63 3.4 CONDUTIVIDADE ELÉTRICA 63 4 RESULTADOS 65 4.1 ANÁLISE QUÍMICA 65 4.2 RETROGRESSÃO 65 4.3 REENVELHECIMENTO 67 4.4 CONDUTIVIDADE ELÉTRICA 69 4.5 MICROSCOPIA 71 4.5.1 Microscopia óptica (MO) 71 4.5.2 Microscopia eletrônica de varredura (MEV) 74 5 CONCLUSÃO 76 REFERÊNCIAS ANEXO A 77 86 Dados Curriculares 87 18 1 INTRODUÇÃO Uma combinação única de propriedades faz do alumínio um dos materiais mais versáteis na Engenharia. Possui baixa densidade e alta resistência mecânica específica (razão entre resistência mecânica e massa). As ligas de alumínio podem apresentar resistência mecânica superior à do aço SAE 1020 (Limite de Resistência à Tração de aproximadamente 420 MPa), são resistentes à corrosão, na maioria dos meios, e possuem ponto de fusão da ordem de 660°C. Não possuem reação tóxica, razão pela qual são utilizadas em embalagens de alimentos e utensílios domésticos, são boas condutoras de eletricidade e de calor, possuem alta reflexividade e podem ser produzidas por diversos processos de manufatura. As ligas de alumínio de alta resistência são de interesse para a indústria automotiva pelo seu potencial em reduzir as massas dos componentes, no geral as ligas de alta resistência apresentam Limite de Resistência e Limite de Escoamento elevados, 570 e 500 MPa respectivamente e baixa densidade em relação ao aço, 2,8 g/cm3 versus 7,7 g/cm3. (Rader et al., 2022). Segundo Williams e Starke Jr. (2003) o desafio para o século XXI, no desenvolvimento de produtos aeronáuticos e automotivos, é a conjunção entre valor pago pelo produto e o impacto ambiental causado no processo de manufatura desse produto. O alumínio e suas ligas atendem ao requisito de baixo valor pago quando a razão entre propriedade mecânica e massa do componente é levada em consideração. A extração de alumínio e o seu beneficiamento apresenta impacto ambiental, porém esse impacto pode ser reduzido pela reciclagem. O ciclo de produção do alumínio é ilustrado na Figura 1 (Sitio da Hydro, consulta em 2022). As ligas de alumínio da série 7xxx são utilizadas em componentes estruturais de aeronaves (Liu et al., 2014). Segundo Azarniya, A. Taheri e K. Taheri (2019), as ligas de alumínio da série 7xxx são largamente utilizadas na indústria aeroespacial, de transporte e de armamentos. A boa resistência à corrosão, excelente trabalhabilidade, alta razão entre resistência mecânica, baixa densidade, e apropriadas condutividades elétrica e de calor, classificam as ligas de alumínio para a manufatura de componentes industriais e componentes automotivos. Conforme reportado por Zhao et al. (2023) a liga de Al-Zn-Mg-Cu também é utilizada em tubos de perfuração de petróleo. 19 Figura 1 - Ciclo de produção do alumínio Fonte: Adaptado. Site da Hydro (consulta em 2022) O estudo da retrogressão e reenvelhecimento (RRA) das ligas de alumínio da série 7xxx, foi desenvolvido por Cina e seus colaboradores, em Israel, início da década de 1970, com o objetivo se obter a máxima resistência mecânica, obtida com a têmpera T6, e se ter melhor resistência à corrosão, têmpera T7, para a liga de alumínio 7075. Diversas referências bibliográficas indicam que o tratamento térmico de RRA é capaz de aumentar a dureza das ligas de alumínio da série 7xxx. Este estudo aborda o processo de RRA de uma liga de alumínio 7012 (Al- 6%Zn-2%Mg-1%Cu) com aplicação potencial na indústria automotiva. Retrogressão e reenvelhecimento é um tratamento térmico realizado em duas etapas, sendo que a liga deve estar na condição de têmpera T6. A primeira etapa é a retrogressão realizada 20 entre a temperatura de solubilização e a de envelhecimento. A segunda é o reenvelhecimento utilizando os mesmos parâmetros de processo da têmpera T6. O objetivo desta tese é determinar a curva de Retrogressão e Reenvelhecimento (RRA), isto é, o gráfico de dureza Vickers versus o tempo de retrogressão, para a liga de alumínio 7012 e definir os respectivos parâmetros de processo, considerando o valor de máxima dureza. Este estudo é de grande interesse para a indústria automotiva, visando a redução da emissão de poluentes através do uso de materiais mais leves, mas com resistência mecânica adequada. Uma redução de 10% na massa de componentes nas indústrias automotiva e aeroespacial representa uma economia de 8% de combustível (Guo et al., 2020). Altuntas (2022), menciona que com a redução de 10% da massa dos automóveis a eficiência energética aumenta em 5% e a emissão de gases do efeito estufa é reduzida. A redução na emissão de poluentes e emissões é uma exigência constante dos Governos e da Sociedade A pesquisa propõe um ciclo de tratamento térmico que aumenta a dureza da liga em pelo menos 10%, potencializando sua aplicação na indústria automotiva. A redução de massa impacta diretamente na redução de emissões, conforme apresentado no Quadro 1, proposto por Filleti (2010). Quadro 1 - Redução de emissões pelo uso de alumínio: Impacto por Componente Componente Substituição de matéria-prima Redução direta de massa Economia de emissão / 200 mil km rodados Para-choque dianteiro de um veículo compacto Aço alta resistência por alumínio 2,6 kg 60 kg de CO2 equivalente Bloco de motor de um veículo compacto Ferro fundido por alumínio 14,6kg 330 kg de CO2 equivalente Capô de um sedan Aço de alta resistência por alumínio 7,4 kg 160 kg de CO2 equivalente Carroceria de um carro de luxo Aço por alumínio 180 kg 4.425 kg de CO2 equivalente Fonte: Filetti (2010). 21 2 REVISÃO DA LITERATURA O alumínio, símbolo Al, é um material metálico, cujos átomos estão arranjados tridimensionalmente de um modo típico formando uma estrutura cristalina Cúbica de Face Centrada (CFC), ilustrada na Figura 2. O número atômico do alumínio é 13; isto é, possui 13 prótons no seu núcleo, junto com 14 nêutrons. A sua valência é três (trivalente), com treze elétrons distribuídos como se segue: 1s2, 2s2, 2p6, 3s2, e 3p1, razão da excelente condutividade elétrica ao alumínio. Sua massa atômica é 26,9815 unidades de massa atômica (u), baseada no 12C (Sverdlin, 2003). O isótopo principal, e estável, é o 27Al, todos os outros isótopos têm meia vida curta e são irrelevantes em termos de abundância. O valor do diâmetro atômico do alumínio é 2,86 10-10 m, o seu número de coordenação é 12, o fator de empacotamento é 0,74 e o parâmetro do reticulado “a” possui valor de 4,05 10-10 m (University of Cambridge – Departament of Material Science and Metallurgy Data Book, 2014-15). Figura 2 - Estrutura cristalina do alumínio: Cúbica de Face Centrada (CFC). Fonte: Adaptado de Syerdlin (2003) O elemento químico alumínio é um metal, que no seu estado puro apresenta baixa dureza, é leve e abundante. Em ordem de abundância o alumínio é o primeiro metal e o terceiro elemento na crosta terrestre, em maior quantidade que o alumínio somente o oxigênio e o silício. Aproximadamente 7,5% da crosta terrestre é formada de alumínio, não sendo encontrado como metal na natureza, ele está 22 presente na crosta terrestre incorporado, principalmente, ao mineral Bauxita. As ligas de alumínio podem ser produzidas pelos mais diversos processos de manufaturas e as formas de produtos também são diversas, tais como: perfis extrudados, barras, arames, tubos, placas e folhas. 2.1 CLASSIFICAÇÃO DAS LIGAS DE ALUMÍNIO EXTRUDADAS Neste trabalho somente será apresentada a classificação (composição química e têmpera) das ligas de alumínio trabalhadas mecanicamente, extrudadas e endurecíveis por solubilização e precipitação (envelhecimento). A ABNT NBR ISO 209:2010 Alumínio e suas ligas – Composição Química referência a International Alloy Designations and Chemical Composition Limits for Wrought Aluminum and Wrought Aluminum Alloys publicada pela Aluminum Association como método de classificação e designações da composição química. A designação de têmpera segue a ABNT NBR ISO 2107:2008 Alumínio e suas ligas - Produtos trabalháveis – Designação de têmperas. As designações da composição química e têmpera são similares as indicações da norma SAE J993 201801 – Alloy and Temper Designation System for Aluminum. Em ambas as Associações, um sistema de quatro dígitos é utilizado para classificar o alumínio e suas ligas trabalháveis. Para a classificação da têmpera é utilizada uma representação alfa ou alfa numérica. A classificação mencionada está representada na Figura 3. 23 Figura 3 - Diagrama de classificação de composição química e têmpera das ligas de alumínio conformadas mecanicamente. Fonte: Adaptado da ABNT NBR ISO 209:2010 e ABNT NBR ISO 2107: 2008. 2.1.1 Dígitos adicionais – classificação Os dígitos adicionais estão indicados conforme ABNT NBR ISO 2107: 2008 Alumínio e suas ligas - Produtos trabalháveis – Designação de têmperas. No Quadro 2 são indicados os dígitos adicionais comumente utilizados em produtos extrudados com têmpera T em função do processo de manufatura. 24 Quadro 2 - Dígitos adicionais para a têmpera T. Têmpera Têmpera T – Alívio de Tensões T510 Barras, vergalhões, perfis, tubos extrudados e tubos trefilado, quando estirados nos graus indicados após a solubilização ou após resfriamento de um processo de conformação em temperatura eleva. Esses produtos não são endireitados depois do estiramento. T511 Barras, vergalhões, perfis, tubos extrudados e tubos trefilado, quando estirados nos graus indicados após a solubilização ou após resfriamento de um processo de conformação em temperatura eleva. Esses produtos podem ser ligeiramente endireitados após o estiramento, com o objetivo de atender as tolerâncias estabelecidas. Têmpera Têmpera T – Alívio de Tensões por Compressão T52 Produtos cujas tensões são aliviadas por compressão, depois do tratamento térmico de solubilização ou após resfriamento de um processo de conformação em temperatura elevada a fim de produzir uma deformação permanente de 1% a 5%. Têmpera Têmpera T – Produto Superenvelhecido Artificialmente T73 Superenvelhecimento completo para proporcionar mais elevada resistência à corrosão sob tensão. T74 Superenvelhecimento limitado, entre T73 e T76, para proporcionar propriedades mecânicas aceitáveis e resistências à corrosão sob tensão e à exfoliação. T76 Superenvelhecimento limitado para proporcionar elevadas propriedades mecânicas com boa resistência à corrosão à exfoliação. T79 Superenvelhecimento muito limitado. Têmpera Têmpera T – Demonstração de Resposta ao Tratamento Térmico T42 Tratamento térmico de solubilização de material recozido ou na têmpera F e envelhecido naturalmente a uma condição substancialmente estável. T62 Tratamento térmico de solubilização de material recozido ou na têmpera F e envelhecido artificialmente. T7_2 Tratamento térmico de solubilização de material recozido ou na têmpera F superenvelhecido artificialmente para atingir os limites de propriedades mecânicas e resistência à corrosão da têmpera T7_. Fonte: Adaptado da ABNT NBR ISO 2107:2008 2.2 PROCESSO DE FABRICAÇÃO As ligas de alumínio da série 7xxx são tipicamente manufaturadas na forma de produtos extrudados e laminados para aplicação na indústria automobilística, aeronáutica e bélica. No Brasil, os tarugos cilíndricos da liga de alumínio da série 7xxx 25 são produzidos pelo processo Direct-chill (DC). O processo DC (Naeen, 2013) é representado na Figura 4. É um processo semicontinuo de refusão, no qual o molde (1) é resfriado por água na primeira etapa de solidificação. O metal líquido, que se encontra no forno de espera (2) é vazado diretamente na base (3) via alimentador e distribuidor (4), o fluxo de metal é controlado pelo contrapeso ou válvula flutuadora (5). O metal solidificado está representado em (7). A velocidade do processo é ditada pela base (3). Jatos de água na forma de “y” são utilizados para finalizar a solidificação do tarugo (6). Figura 4 - Refusão: Processo DC (“Direct-Chill”) Fonte: Adaptado de Naeen (2013). Após a fundição, os tarugos das ligas Al-Zn-Mg-Cu são homogeneizados, extrudados a quente, pelo processo de extrusão direta, o perfil produzido é endireitado e tratado termicamente: solubilizado e envelhecido, para se obter as propriedades mecânicas desejadas. O fluxo do processo de produção dessa liga, utilizando extrusão direta, está ilustrado na Figura 5. 26 Figura 5 - Processo de fabricação, extrusão direta, das ligas de alumínio 7xxx. Fonte: Autor 2.3 ELEMENTOS DE LIGA. Segundo Hatch (1999, p. 200) existe mais de uma centena os elementos químicos (EL) que podem formar liga metálica com o alumínio, alguns desses elementos são raros ou tóxicos, mesmo assim uma quantidade significativa de ligas pode ser formada. Do ponto de vista comercial, o alumínio e suas ligas abrangem uma vasta faixa de composição química, aproximadamente trezentos e cinquenta ligas são listadas. O cobre (Cu), manganês (Mn), silício (Si), magnésio (Mg), zinco (Zn) e mais recentemente o lítio (Li) são os principais elementos químicos presentes nas ligas de alumínio, podendo ser adicionados isoladamente ou em combinações. O zinco é o elemento químico que possui maior solubilidade no alumínio sólido. O objetivo da adição de elementos de liga é aumentar a resistência mecânica, dureza, resistência ao desgaste, resistência à corrosão ou à fadiga da liga de alumínio. 27 Na ilustração da Figura 6 estão representadas as várias combinações do alumínio com os elementos químicos, nas suas principais ligas comerciais, Altenpohl (1999, p. 23). Figura 6 - Combinações de alumino com os principais elementos de liga Fonte: Adaptado de Altenpohl (1999). O silício é um elemento comum na maioria das ligas de alumínio. Possui baixa solubilidade no alumínio no estado sólido, tendendo a combinar com o ferro, manganês e magnésio. Nas ligas trabalhadas mecanicamente o silício forma, com o magnésio, o composto Mg2Si, responsável pelo endurecimento por solubilização e envelhecimento das ligas da série 6xxx. A formação da fase insolúvel Mg2Si, nas ligas da série 7xxx, retira uma fração de magnésio de solução reduzindo a efetividade na ação de endurecimento no processo de envelhecimento, por essa razão, nessas ligas o teor máximo de silício é 0,50% (massa). A influência de alguns elementos químicos nas ligas de alumínio trabalhadas mecanicamente, é destacada a seguir, (Cayless, 1990, p. 44 – 57. Metals Handbook. Vol 2): 28 a) O cromo (Cr) é adicionado em ligas de alumínio-zinco-magnésio em teores não superiores a 0,35% em massa. Cromo possui baixa taxa de difusão e forma fases dispersas e finas em ligas trabalhadas mecanicamente. Ele é utilizado para controle de crescimento de grão e prevenir recristalização. O cromo em solução sólida como partícula finamente dispersa aumenta levemente o limite de resistência da liga, porém o dispersóide formado (Al18Cr3Mg2) subtrai uma porcentagem de magnésio do processo de envelhecimento da liga. b) O manganês (Mn) é uma impureza comum nas ligas de alumínio. Quando adicionado como elemento de liga ele aumenta a resistência mecânica por solução sólida ou como fase intermetálica finamente precipitada (ligas da série 5xxx). Nas ligas da série 7xxx o manganês é adicionado em teor não superior a 0,7% em massa. O manganês, o cromo e o zircônio são adicionados, na maioria das ligas da série 7xxx, em teores geralmente de 0,1% a 0,3% (% em massa), atuam como controladores de microestrutura em material trabalhado a quente. Ocorre a inibição à recristalização através da formação dos ZrAl3 e MnAl8. O efeito exercido na recristalização pelo zircônio e manganês é maior que o exercido pelo cromo, utilizado comumente como dispersóide nas ligas da série 7xxx. c) O magnésio (Mg) é um forte endurecedor, seja em solução sólida ou formando precipitados endurecedores Mg2Si ou MgZn2. Nas ligas da série 7xxx o teor de magnésio utilizado é da ordem de 0,5 – 3,0% (% em massa). A adição de magnésio aumenta a resistência mecânica da liga sem reduzir a sua ductilidade. d) O titânio (Ti) é adicionado na forma do composto TiAl2, em baixos teores, que atua como núcleo de solidificação e refinador de grão. A adição controlada de titânio (0,02 – 0,08% - massa) objetiva a obtenção de uma estrutura bruta de fusão com alto grau de refinamento que 29 significa uma estrutura granular fina nas ligas trabalháveis com consequências positivas na trabalhabilidade da liga. e) O zinco (Zn) é um forte endurecedor presente nas ligas da série 7xxx, formando juntamente com o magnésio precipitados endurecedores da família MgZn2. A adição de magnésio (0,5 – 2,5% em massa) e zinco, na faixa de 3 a 8% em massa, aumenta a resistência mecânica da liga devido a formação de MgZn2. A adição do cobre (0,1 – 2% em massa) ao zinco e magnésio resulta nas ligas de alumínio de maior resistência mecânica da série 7xxx (Al-Zn-Mg-Cu). f) O zircônio (Zr) é utilizado em teores de 0,1 – 0,3% em massa para formar finos precipitados de partículas intermetálicas que inibem a recuperação e recristalização. As ligas de Al-Zn-Mg trabalhadas mecanicamente utilizam o zircônio para aumentar a temperatura de recristalização e controlar a estrutura do grão g) O cobre (Cu) aumenta a resistência mecânica das ligas de alumínio da série 2xxx, formando precipitados endurecedores, quando adicionado em teores da ordem de 5% (% em massa). Nas ligas da série 7xxx o teor de cobre varia de 0,10 – 2,00% (% em massa). Nessas ligas, o cobre é adicionado em conjunto com o manganês, titânio, vanádio ou zircônio para aumentar a temperatura de recristalização da liga. O cobre aumenta a resistência mecânica e o alongamento da liga. Conforme Liao et al. (2015) a quantidade da fase endurecedora da liga de alumínio da série 7xxx, η’, aumenta com o teor de cobre. Segundo Yang et al. (2016) a adição de cobre promove a precipitação de Mg e Zn aumentando a quantidade de precipitados. O átomo de cobre dissolve- se nas Zonas de Guinier-Preston (GP) e muda a forma da Zona GP de esférica para elipsoidal e melhora a densidade das fases endurecedoras. 30 2.3.1 Solubilidade no alumínio no estado sólido Não há nenhum elemento químico, conhecido, que apresente solubilidade total no alumínio no estado sólido. De todos os elementos químicos o zinco é o que possui maior solubilidade. No Quadro 3 estão indicados os limites solubilidade, em ligas binárias, dos principais elementos químicos utilizados na formulação das ligas de alumínio, Hatch (1999, p. 26), A solubilidade máxima, dos principais elementos químicos nas ligas de alumínio, ocorre nas temperaturas de eutético (Líquido → Sólido 1 + Sólido 2) e de peritético (Líquido + Sólido 1 + → Sólido 2). Para o elemento químico cuja concentração está abaixo do seu limite de solubilidade, este estará em solução sólida e constituirá uma fase única. Quando o teor de um elemento químico excede o limite de solubilidade no estado sólido, este produz uma segunda fase microestrutural que pode consistir no elemento de liga puro ou uma fase intermetálica. No primeiro grupo estão o silício, o berílio e o estanho. Caso a liga seja ternária ou de grau maior, silício e o estanho podem formar fases intermetálicas. A maioria dos elementos de liga formam com o alumínio fases intermetálicas, também denominadas de segunda fase. Na Figura 7 (Cayless, 1990, p. 37, Metals Handbook. Vol. 2), é apresentado o equilíbrio binário entre o alumínio e o elemento químico em função da temperatura. Em todos os casos a solubilidade aumenta com o aumento da temperatura, destacando Zn, Mg e Cu como principais elementos de liga utilizados na liga de alumínio 7012. Figura 7 - Solubilidade versus temperatura para ligas binárias de alumínio, destaque para o Cu, Mg e Zn. Fonte: Cayless (1990). 31 Quadro 3 - Limite de solubilidade em soluções binárias de alumínio. Elemento Químico Temperatura (°C) Solubilidade no Estado Sólido % em massa % at Zinco (Zn) 380 (e) 82,8 66,4 Prata (Ag) 570 (e) 55,6 23,8 Magnésio (Mg) 450 (e) 14,9 16,26 Cobre (Cu) 550 (e) 5,67 2,48 Lítio (Li) 600 (e) 4 13,9 Manganês (Mn) 660 (e) 1,82 0,90 Silício (Si) 580 (e) 1,65 1,59 Titânio (Ti) 665 (p) 1 0,57 Cromo (Cr) 660 (p) 0,77 0,4 Zircônio (Zr) 660 (p) 0,28 0,085 Chumbo (Pb) 660 (e) 0,15 0,02 Ferro (Fe) 655 (e) 0,052 0,025 Níquel (Ni) 640 (e) 0,05 0,023 Estanho (Sn) 230 (e) < 0,01 < 0,002 Nota 1: (e) Eutético: (Liq. → Sol.1 + Sol.2), e (p) Peritético: (Liq. + Sol.1 → Sol.2). Fonte: Hatch (1999). 2.4 FASES NAS LIGAS DE ALUMÍNIO DA SÉRIE 7xxx Todos esses elementos possuem solubilidade significante no alumínio, conforme dados indicados no Quadro 3. Com a redução da temperatura, o valor da solubilidade também diminui. Essa redução apreciável nos valores da solubilidade no estado sólido com a redução da temperatura é a principal força motriz para o aumento da dureza e da resistência mecânica das ligas de alumínio obtidas através do tratamento térmico de solubilização e subsequente tratamento térmico de precipitação (envelhecimento). Estes elementos químicos em concentrações abaixo dos seus limites de solubilidade, estão essencialmente em solução sólida e constituem uma fase única. Quando o teor do elemento químico da liga excede o limite de solubilidade, ele produz um constituinte microestrutural denominado de Segunda Fase que pode ser o 32 elemento de liga puro ou uma fase intermetálica. As partículas de Segunda Fase são classificadas conforme seu modo e sua capacidade de se dissolver, elas são classificadas em: Partículas Primárias, Constituintes, Dispersóides e Precipitados (Tiryakioglu e Stangley, 2003). Fan et al. (2006) relatam que entre 400°C e a temperatura Solidus, pode ocorrer a formação, durante a solidificação das ligas Al-Zn-Mg-Cu, as seguintes fases: η (MgZn2), T (Al2Mg3Zn3), S (Al2CuMg), θ (CuAl2), Al7Cu2Fe, Al13Fe4 e Mg2Si. O zinco, magnésio e cobre desempenham papel fundamental na formação das fases nas ligas de alumínio da série 7xxx. Alguns elementos químicos adicionados em menores porcentagens, como o titânio e zircônio, e algumas impureza, ferro e silício, também influenciam as microestruturas formando constituintes metálicos. As fases precipitadas que ocorrem nas ligas 7xxx, dependendo das variações de composição e do tipo de tratamento de envelhecimento podem ser variadas e numerosas se as fases causadas por impurezas também forem levadas em conta. Acredita-se que há três fases principais nas ligas Al-Zn-Mg-Cu, que são, a fase η (MgZn2), a fase S (Al2CuMg) e a fase T (A12Mg3Zn3), (Li e Yu, 2013). 2.4.1 Partículas primárias É a fase sólida que se separa primeiro na solidificação. Nas ligas trabalhadas mecanicamente pode ocorrer a formação indesejada de partículas macroscópicas. A formação dessas fases é prejudicial ao processo de conformação mecânica do material pois provoca uma redução da ductilidade, razão pela qual é realizado o tratamento térmico de Homogeneização antes da extrusão. Em ligas trabalhadas mecanicamente, em uma escala macroscópica, partículas primárias de Al7Cr, Al3Ti ou Al3Zr podem se formar por reação peritética caso a composição química não esteja controlada adequadamente (Tiryakioglu e Stangley, 2003). 33 2.4.2 Constituintes Os constituintes também são chamados de partículas de segunda fase. São compostos intermetálicos ou cristais metálicos que se formam durante a solidificação, por reação eutética, de ligas hipoeutéticas, com dimensão variando de de 0,1µm à 1µm. A interface entre as partículas de constituintes e a matriz é incoerente. No tarugo (estrutura bruta de fusão) os constituintes podem ser de equilíbrio ou metaestável. Durante a homogeneização as partículas de equilíbrio podem crescer por precipitação dos átomos a partir da solução sólida supersaturada, e as partículas metaestáveis podem se transformar em fases de equilíbrio. O tamanho do constituinte diminui com o aumento da velocidade de resfriamento do tarugo. Na sua grande maioria incluem o alumínio como um de seus componentes, os principais constituintes encontrados nas ligas da série 7xxx são: Al12(Fe,Mn)3Si; Al7Cu2Fe; Mg2Si; Al2CuMg; Al6(Fe,Mn); Al-Fe-Si ; M(Al-Mg-Zn); T(Al- Mg-Zn); Al3Fe, e Al6(Fe,Mn,Cu). A fração volumétrica de constituintes insolúveis após a homogeneização não pode ser modificada por dissolução, devido à baixa solubilidade dos constituintes. Partículas de constituintes que contém ferro são insolúveis devido à baixa solubilidade do ferro no alumínio puro. Apesar do silício possuir uma considerável solubilidade no alumínio, a sua solubilidade é reduzida pelos elementos de ligas, particularmente o magnésio o que torna o Mg2Si praticamente insolúvel em ligas da série 7xxx contendo magnésio, que é o caso da liga 7012. As partículas constituintes possuem uma interface incoerente com a matriz, e são grosseiras não interferindo na movimentação de discordâncias, consequentemente elas não aumentam a resistência mecânica da liga. As partículas de constituintes servem como núcleos para a recristalização. Constituintes, de um modo geral, reduzem a resistência à fadiga e tenacidade da liga de alumínio e são comercialmente toleradas em função do alto custo para sua eliminação. Essa é a razão para o controle dos teores de ferro e silício em ligas da série 7xxx.. 34 2.4.3 Dispersóides Durante a Homogeneização, Cr e Zr precipitam a partir da solução sólida supersaturada como Al12Mg2Cr, e Al3Zr. Esses precipitados são denominados dispersóides. Eles se formam por reação no estado sólido, e pelo menos uma de suas interfaces é coerente com a matriz. Os dispersóides retardam e previnem a recristalização estática durante o processo de manufatura do produto. É importante ressaltar que os dispersóides são termicamente estáveis (Hallen et al., 2006) e devido à baixa solubilidade praticamente não são dissolvidos pelos tratamentos térmicos subsequentes. Nas ligas da série 7xxx os dispersóides representam frações de volume de cerca de 0,05% a 0,2%, com tamanhos de partículas típicos de 20 a 500 nm. As fases dispersas, como Al18Mg3Cr2 ou Al12Mg2Cr (tamanho: 50-300 nm) podem se formar em ligas contendo Cr, a fase Al3Zr (tamanho: 20-60 nm) em ligas contendo Zr, e Al6Mn e Mn3Si2Al15 foram relatadas em ligas contendo Mn. Os dispersóides que contêm Cr ou Mn são geralmente incoerentes com a matriz, enquanto os dispersóides contendo Zr podem ser coerentes com a matriz (Rometsch, Zhang e Knight, 2014). A liga de alumínio 7012 contém 0,10 – 0,18% em massa de zircônio, o dispersóide presente é o Al3Zr (β’). A partícula do dispersóide Al3Zr possui parâmetros de reticulado similares ao do alumínio. Devido à baixa difusão do zircônio no alumínio, os dispersóides são resistentes à aglomeração. As ligas da série 7xxx podem ser classificadas em dois grupos, em função do refinador de grão que é utilizado: i) as que utilizam zircônio, que forma o dispersóide Al3Zr (fase β’), que é o caso da liga de alumínio 7012. Os parâmetros do reticulado do dispersóide Al3Zr são: a = 0,43nm e c = 1,69nm (Godard et al., 2002). ii) as que utilizam cromo com formador de dispersóide. O cromo forma partículas de Al7Cr. 35 Esses dois dispersóides influenciam a recristalização e a sensibilidade de resfriamento da liga (STARINK e WANG, 2003). 2.4.4 Precipitados Os precipitados podem se formar durante qualquer operação térmica abaixo da linha Solvus. Nos produtos solubilizados adequadamente, todos os precipitados dissolvem-se durante o tratamento térmico de solubilização. Dependendo da taxa de resfriamento, e da liga os precipitados podem se formar durante o resfriamento a partir do tratamento de solubilização no contorno de grão e subgrão e na interface partícula-matriz. Precipitados grosseiros não contribuem para o endurecimento por envelhecimento, e podem reduzir a ductilidade e tenacidade. O trabalho mecânico à frio subsequente ao resfriamento introduz discordâncias que podem servir como locais de nucleação de precipitados metaestáveis ou de equilíbrio. Nas ligas de alumínio da série 7xxx, os precipitados são: as Zonas de Guinier-Preston I e II, η’ é a fase metaestável MgZn2, parcialmente coerente com a matriz de Al e η que é a fase estável MgZn2, incoerente com a matriz de Al. 2.5 TRATAMENTO TÉRMICO A sequência usual de tratamento térmico das ligas Al-Zn-Mg-Cu é: homogeneização, solubilização e envelhecimento para obtenção de propriedades mecânicas e químicas adequadas ao uso do produto. A partir da década de 1970, foi introduzido o tratamento térmico de retrogressão e reenvelhecimento. 2.5.1 Homogeneização O tratamento térmico de homogeneização (HO) é realizado após a refusão da liga de alumínio e antes do processamento por conformação mecânica, com o 36 objetivo de dissolver a estrutura bruta de fusão. Durante o processo de solidificação das ligas Al-Zn-Mg-Cu pode ocorrer a formação de fases intermetálicas entre 400°C e a temperatura sólidus, as seguintes fases foram identificadas por Fan et al.; 2006: S (Al2CuMg), T (AlCuZn)49Mg32), e η (AlCuZn)2-3Mg, convém salientar que essas fases possuem um amplo campo de composição química. Diversos autores identificam essas fases como: S (Al2CuMg), T (Al3Cu3Zn3), e η (MgZn2). Durante a homogeneização também ocorre a precipitação de finas partículas de dispersóides, que são efetivos para o controle do tamanho de grão e recristalização. Para as ligas de alumínio da série 7xxx os principais dispersóides são: Al12Mg2Cr e Al3Zr, especificamente para a liga de alumínio 7012 o dispersóide formado é o Al3Zr. As ligas de alumínio da série 7xxx não possuem propriedade mecânicas adequadas na condição “bruta” de fusão devido a defeitos microestruturais inerentes ao processo de refusão, tais como: fases intermetálicas, grão grosseiros, segregações e limitação da solubilidade do estado sólido (Chen et al., 2024). O principal objetivo do tratamento térmico de homogeneização é eliminar ou reduzir esses defeitos macroestruturais. Segundo Yin et al. (2023), é notório que a segregação, durante o processo de refusão, dos principais elementos químicos nas ligas Al-Zn-Mg-Cu é inevitável, provocando a formação de uma quantidade apreciável de segunda fase não dissolvida ou fase intermetálicas grosseiras no tarugo, as principais fases reportadas são: fase T (Al2Zn3Mg3Cu), ou Mg12(AlZn49), fase M (Mg(Zn,Cu,Al)2), fase θ (Al2Cu) e fase S (Al2CuMg). Segundo Chen, et al. (2024), as fases presentes no tarugo de alumínio da série 7xxx são: η (MgZn2), T(Al2Mg3Zn3) ou T-Al32(Mg,Zn)49, θ (Al2Cu), S(Al2MgCu) e Al7Cu2Fe. Existe uma variação na estequiometria da fase T reportada por esses dois autores. O tratamento térmico de homogeneização é uma etapa crítica no processo de manufatura das ligas da série 7xxx pois ele dissolve e/ou elimina os eutéticos de baixo ponto de fusão e as fases constituintes formadas durante a solidificação, beneficiando assim a trabalhabilidade e endurecimento e propriedade dessas ligas (Wang et al., 2022). Para as ligas endurecíveis por tratamento térmico, a homogeneização é primordial pois dissolve as fases de soluto endurecedoras, colocando-as em solução sólida. O Tratamento térmico de homogeneização é 37 indispensável para eliminar as fases indesejáveis e facilitar as etapas de subsequentes de processamento do material (Xu, et al., 2017). O tarugo de alumínio solidificado contém gradientes de composição química: micro e macro segregações. O efeito do tratamento térmico de Homogeneização em uma liga de alumínio 7075 está ilustrado na Figura 8 (Hatch, 1999, p. 149). A liga de alumínio na condição “bruta” de fusão contém elementos químicos tais como Cr, Mn, Zr e Fe em solução sólida e em excesso, isto é, em porcentagens além do previsto pelo diagrama de fases. Esses elementos tendem a precipitar durante o tratamento térmico de homogeneização como dispersóides. Os parâmetros para o tratamento térmico de homogeneização para de tarugos de alumínio da liga 7012 com diâmetro de 228,6 (9 polegadas) mm são: a) temperatura de patamar: 475°C; b) tempo de patamar: 5 horas, e c) resfriamento após homogeneização: deve ser feito em câmara de resfriamento até 80°C, com tempo mínimo de permanência de três horas. Figura 8 – Efeito do tratamento térmico de Homogeneização: Segregação no tarugo, liga de alumínio 7075. Fonte: Hatch (1999) 38 2.5.2 Solubilização O tratamento térmico de solubilização é realizado após o processo de conformação mecânica e precede o tratamento térmico de precipitação (envelhecimento artificial). As ligas de alumínio tratáveis termicamente contêm solutos em quantidade que excedem o limite de solubilidade no estado sólido a temperatura ambiente e a temperaturas relativamente elevadas. O objetivo do tratamento térmico de solubilização é colocar a máxima quantidade de solutos endurecedores, tais como: o cobre, magnésio, silício ou zinco em solução sólida na matriz de alumínio. Para algumas ligas a temperatura na qual ocorre a máxima solubilização corresponde à temperatura de eutético, consequentemente, a temperatura de solubilização deve ser limitada dentro de um nível de segurança para evitar a liquefação da liga. Após a extrusão, o perfil é solubilizado, tipicamente entre 450-480 °C, por um período considerável, que é função da liga de alumínio e sua geometria, para dissolver os precipitados que se formam durante o processamento térmico anterior. Produtos com pequena espessura requerem um menor tempo de solubilização. Dispersóides e constituintes contendo ferro e silício permanecem insolúveis durante o tratamento térmico de solubilização. Foram Merica, Waltenber e Scott, nos Estados Unidos da América, em 1919, que prepuseram que o resfriamento a partir de uma solução sólida suprimia a precipitação da fase de equilíbrio, neste caso o CuAl2, e resultaria na formação de uma solução sólida supersaturada (Fink, 1942). 2.5.2.1 Resfriamento após solubilização Após a solubilização os produtos são rapidamente resfriados em água para produzir uma solução sólida supersaturada. O resfriamento rápido também retem uma alta concentração de lacunas, que estavam presentes a alta temperatura, a alta concentração de lacunas facilita a nucleação de finos precipitados. Conforme Godard et al. (2002), o resfriamento é uma etapa crítica no tratamento térmico das ligas Al-Zn- Mg-Cu pois pode ocorrer precipitação quando a velocidade de resfriamento for muito baixa. Tanner e Robinson (2004) relatam que o resfriamento em água à temperatura 39 ambiente produz a velocidade de resfriamento adequada para se obter boas propriedades mecânicas, porém com a existência de alto nível de tensão residual. O resfriamento pode ser realizado em água aquecida ou fervente para reduzir o nível de tensão residual, porém menores taxas de resfriamento resultam na redução das propriedades mecânicas finais do produto. As ligas de alumínio de alta resistência, progressivamente perdem sua capacidade de alcançar a máxima resistência mecânica com a redução da velocidade de resfriamento na solubilização. A sensibilidade de têmpera é atribuída à perda de soluto durante o resfriamento pela precipitação heterogênea de partículas grosseiras da fase de equilíbrio e redução da quantidade de lacunas. As ligas contendo cromo e manganês como formadores de dispersóides são mais sensíveis à velocidade de resfriamento do que a ligas de alumínio contento zircônio que forma um dispersóides coerente com a matriz. 2.5.3 Envelhecimento Após a solubilização as ligas de alumínio da série 7xxx são envelhecidas artificialmente, usualmente a uma temperatura entre 120°C – 180°C por um tempo de até 48 horas. É a têmpera T6 (solubilizado e envelhecido artificialmente) que produz a maior resistência mecânica das ligas Al-Zn-Mg-Cu (Han, et al., 2023). A dureza/resistência mecânica máxima é obtida pela precipitação, durante o envelhecimento, das fases metaestáveis, em escala nanométrica, Zonas de GP e MgZn2 (fase η’), o precipitado de equilíbrio η não produz efetivo endurecimento da liga (Zhao et al.; 2020). O tratamento térmico de envelhecimento ou precipitação tem por objetivo produzir a dispersão de precipitados submicroscópicos na matriz, a partir de uma solução sólida supersaturada de alumínio. A precipitação pode ocorrer à temperatura ambiente (precipitação ou envelhecimento natural) ou em temperaturas acima da temperatura ambiente (precipitação ou envelhecimento artificial). O efeito endurecedor nas ligas Al-Zn-Mg-Cu ocorre principalmente devido a nanoprecipitados formados durante o tratamento térmico de envelhecimento artificial (Liu et al., 2015). 40 A temperatura de envelhecimento não deve superar a temperatura Solvus, evitando assim a liquefação de eutético. Podemos dividir o envelhecimento em três etapas. Na primeira etapa, o tamanho e espaçamento entre os precipitados na matriz de alumínio aumenta, os precipitados iniciais são coerentes, tornando-se semicoerentes (segunda etapa) e finalmente incoerentes (terceira etapa). Essas mudanças resultam no aumento da dureza associada ao aumento da quantidade de precipitado, atingindo a máxima dureza na segunda etapa, na terceira etapa ocorre a diminuição de dureza associada devido ao coalescimento dos precipitados que resultam numa progressiva redução no número de partículas e aumento no espaçamento entre elas, essa etapa é denominada se superenvelhecimento. O processo de envelhecimento tem início com a formação das zonas de Guinier-Preston (GP). Dois tipos de zonas GP são formados: (i) zonas GPI: rica em soluto, dominante nas ligas Al-Zn e Al-Zn-Mg com baixo teor de magnésio; (ii) zonas GPII: rica em soluto/lacunas. Conforme Starink e Li (2003) a fase η’ se forma a partir das Zonas GP e possuem a seguinte orientação com a matriz: (0001)η’ // (111)Al e (1210)η’ // (110)Al. A fase de transição η’ é semicoerente com a matriz de alumínio e hexagonal, com os seguintes parâmetros de reticulado cristalino: aη’ = 0,496nm e cη’ = 0,7023nm (Katgerman e Eskin, 2003). A fase de equilíbrio η (MgZn2), que se forma a partir da fase de transição η’, é incoerente com a matriz, possui uma estrutura cristalina hexagonal com os seguintes parâmetros de reticulado cristalino aη = 0,515 – 0,523 nm e cη = 0,848 – 0,8626 nm (Katgerman e Eskin, p. 287, 2003). Segundo Fan et al. (2021), Hou et al. (2022) e Yilmaz (2024) a sequência de precipitação, que induz o endurecimento das ligas de Al-Zn-Mg-Cu está representada pela Equação 1. Essa sequência de precipitação também é utilizada para representar o processo de endurecimento da liga de alumínio 7012. Alαsss Zonas Guiner-Preston η’ η; onde: (1) a) Alαsss é a solução sólida supersaturada de alumínio, b) Zonas de Guinier-Preston, tipo I e II (aglomerados atômicos), 41 c) η’ é a fase metaestável MgZn2, estrutura hexagonal, parcialmente coerente com a matriz de Al, d) η é a fase estável MgZn2, com estrutura hexagonal, incoerente com a matriz de Al. A alta resistência mecânica das ligas de alumínio da série 7xxx é consequência da precipitação da fase η’ no interior do grão e da fase η, não coerente, ao longo do contorno de grão (Immarigeon et al., 1995). Durante o envelhecimento ocorre a precipitação fina de Zonas de G-P dentro dos grãos, e como consequência há um aumento na dureza da liga. Buha, Lumley e Crosky (2008) e He et al. (2024) indicam a formação de dois tipos do Zonas de G-P nas ligas da série 7xxx: 1) Zona GPI, rica em soluto, apresenta uma morfologia esférica, composta de camadas ordenadas e coerentes de átomos Zn e Mg/Al no plano {111}Al. 2) Zona de GPII, rica em soluto/lacunas. A fase de transição η’ é semicoerente, hexagonal com os seguintes parâmetros de reticulado cristalino. Apresenta uma morfologia de plaquetas, compostas de camadas de Zn no plano {111}Al. As Zonas GP II se formam após o resfriamento a partir de 450°C e quando envelhecidas a temperatura acima de 70°C. Senkov, Senkova e Sahgiev (2008) também relatam dois tipos do zonas de Guinier-Preston, GPI e GPII. A zona GPI nucleia nos aglomerados de Mg-Zn em temperaturas da ordem de 100 °C, tem um formato esférico com até 6 nm de diâmetro, e dissolve na faixa de 100 °C a 140 °C. A razão Mg:Zn na zona GPI é 1:2 e os átomos estão ordenado nos planos {100}Al. As zonas de GPII nucleiam em lacunas ricas de aglomerados que se formam durante o resfriamento após o tratamento térmico de solubilização a temperaturas acima de 450 °C. Esses aglomerados são ricos em Zn, cuja razão Mg:Zn é de 1:5 a 1:4 e começam a se dissolver a temperaturas maiores do que GP I. A zona de GP II possui o formado de disco ou plaquetas (análise por microscopia de transmissão) com poucos átomos de espessura localizadas nos planos {111}Al. Com tempos prolongados de envelhecimento tanto a GP I como a GP 42 II transformam-se em η’ e posteriormente em η. A fase de equilíbrio η (MgZn2) é incoerente com a matriz, pode exibir inúmeras orientações cristalográficas e pode ser nucleada diretamente da solução sólida (Ferragut, Somoza e Tolley, 1999). Segundo Thevenet, Mliha-Touati e Zegkloul (1999) a fase incoerente η é formada nos estágios finais do envelhecimento e pode aparecer com diferentes epitaxiais (η1, η2 e η4). Existem relatos de até dez epitaxiais, porém sem confirmação definitiva. Zhao et al. (2023) reportam que as Zonas GP I são camadas coerentes formadas por átomos Zn e Mg/Al nos planos {100}Al com formato esférico, já ás Zonas GPII são aglomerados de átomos de zinco em lacunas nos planos {111}Al. Nas ligas de Al-Zn-Mg-Cu as zonas de Guinier-Preston possuem, aproximadamente, uma forma esférica. O precipitado intermediário η’ e o precipitado de equilíbrio η possuem a mesma estrutura hexagonal, porém com parâmetros do reticulado diferentes. O precipitado semicoerente η’ se forma a partir das zonas de Guinier-Preston possui a seguinte orientação em relação a matriz (0001)η’ // (111)α e (1210)η’ // (110)α. A fase incoerente MgZn2 (η) se forma a partir de fase η’ na forma de ripas ou plaquetas (Starink e Li, 2003). Conforme Katgerman e Eskin, (p. 287-288, 2003) a adição de até 1% (massa) de cobre não afeta significativamente o mecanismo de precipitação das ligas Al-Zn-Mg. O cobre permanece essencialmente em solução sólida, não ocorrendo a formação de suas fases próprias. Teor superior de cobre contribui com o endurecimento pelo aumento da estabilidade das Zonas de Guinier-Preston. A máxima resistência mecânica é obtida na têmpera T6 onde temos uma mistura de precipitados η’ e η, enquanto na têmpera T7 o principal precipitado é η (Starink e Wang, 2003). Segundo Oliveira Jr. et al. (2004) há uma redução, da ordem de 10 – 15%, no valor da resistência mecânica da liga de alumínio da série 7xxx quando ela é superenvelhecida (têmpera T7), usando como referência a têmpera T6 (solubilizada e envelhecida para máxima resistência mecânica). Marlaud et al. (2010) relatam uma redução da ordem de 30% no Limite de Escoamento para a têmpera T76, quando comparado com a têmpera T6. Para obter alta resistência mecânica nas ligas Al-Zn-Mg-Cu deve-se garantir uma grande fração, em volume, de precipitados finos η e η’. Para acelerar o processo e não reduzir substancialmente a resistência mecânica e melhorar a 43 resistência a corrosão o envelhecimento em dois estágios pode ser utilizado, o primeiro estágio é realizado a uma temperatura inferior e o segundo estágio a uma alta temperatura, temperatura e tempo do primeiro estágio: 120 °C por 3 horas; temperatura e tempo do segundo estágio: 160°C por 3 horas (Ber, 2000). As zonas GP(I) e as plaquetas de η’ são geralmente observadas em ligas Al-Zn-Mg-Cu solubilizadas por 90 minutos a 477°C, resfriadas e envelhecidas a 121°C por até 1440 minutos. As zonas GP(II) são dominantes nos primeiros 30 minutos do envelhecimento, onde ao final desse tempo ocorre a máxima densidade de aglomerados. Os precipitados η’ são identificados após 60 minutos de envelhecimento e é a fase dominante após 240 minutos de envelhecimento. As zonas GP(I) nucleiam- se homogeneamente na matriz de alumínio. A formação de η’ ocorre pelo crescimento de pequenas zonas GP(I) na direção ‹011›Al formando aglomerados alongados, então com posterior crescimento dos aglomerados alongados e outras direções ‹011›Al ou ‹110›Al para formar as plaquetas de η’ nos planos {111}Al (Sha e Cerezo; 2004). A representação esquemática dos diferentes tipos de precipitação está ilustrada na Figura 9, isto é, precipitação coerente, parcialmente coerente (em algumas fontes bibliográficas é chamada de semicoerente) e incoerente, Altenpohl (p. 158, 1982). Figura 9 - Representação dos tipos de precipitação: (a) coerente, (b) parcialmente coerente ou semicoerente, (c) incoerente com a matriz. Fonte: Altenpohl (1982) 44 2.5.3.1 Nucleação de precipitados A precipitação, durante o envelhecimento, pode ocorrer homogênea ou heterogeneamente em lacunas, discordâncias, contornos de subgrão ou contorno de grão de alto ângulo. Segundo Priya, Johnson, e Krane (2017) as fases precipitadas durante o resfriamento da liga Al-Zn-Mg-Cu-Zr bem com suas fórmulas e estruturas cristalinas estão indicados no Quadro 4. Segundo Deschamps, Livet e Bréchet (1999), precipitação homogênea e heterogênea são fenômenos competitivos. A faixa de temperatura na qual as fases metaestáveis, Zonas de GP e precipitado η’ se formam ou dissolvem-se dependerá da composição da liga. Na Figura 10 é ilustrado o diagrama metaestável da região rica em alumínio de uma liga Al-Zn-Mg para teores de magnésio entre 1 e 3% (em massa) apresentando os limites superiores para a formação e dissolução das fases metaestáveis. As linhas pontilhadas são extrapolações onde dados não são disponíveis, a linha de formação de η’ representa a temperatura limite para a precipitação homogênea de η’, que ocorre na ausência de nucleação heterogênea (Knight, 2008). Quadro 4 – Precipitados em ligas de Al, série 7xxx. Fases Fórmula Estrutura Cristalina Meatestável Al3Zr Al3Zr Cúbica η (Fase M) MgZn2 Ortorrômbica η' MgZn2 (percursor de η) Ortorrômbica S Al2CuMg Ortorrômbica S’ Al2CuMg (percursor de S) Ortorrômbica T Al2Mg3Zn3, Mg32(Al,Cu,Zn)49 Cúbica - Mg2Zn11 + Al5Cu6Mg2 Hexagonal θ Al2Cu Tetragonal Fonte: Priya, Johnson, e Krane (2017) 45 Figura 10 - Diagrama metaestável, região rica em alumínio de uma liga Al-Zn-Mg para teores de magnésio entre 1 e 3% (em massa). Fonte: Knight (2008) 2.5.3.1.1 Nucleação (ou Precipitação) homogênea Segundo Hunsiker [1 ](Apud Zangrandi, 2008, p. 58) durante a precipitação homogênea ocorrem eventos distintos: a) redistribuição de átomos do soluto por difusão, b) segregação desses átomos na matriz, formando aglomerados, também denominados de “cluster”, cuja concentração é maior que a concentração média da solução sólida, e c) crescimento dos aglomerados, originando as Zonas de Guinier-Preston. Nas ligas Al-Zn-Mg-Cu formam-se dois tipos de Zonas de Guinier-Preston. Zonas GPI formadas em baixas temperaturas e Zonas GPII que se formam a temperaturas superiores a 70°C. A Zona GPI se dissolve em torno de 140°C e a Zona [1 ] Hunsicker, H. Y., Metallurgy of heat treatment and general principles of precipitation hardening. In: Hatch, J. E. (Ed.) Aluminum: properties and physical metallurgy, Metals Park, Ohaio: ASM, 1990, ch. 3, p. 58 - 104 46 GPII é mais estável, podendo se transformar continuamente no precipitado semicoerente η’ (Kovács et al., 2004). Para a representação do diagrama de fase binário da Figura 11, adaptado de Tiryakioglu e Staley (p. 129, 2003), observa-se que para temperaturas superiores a T1 a nucleação homogênea é impossível, e que o material resfriado diretamente a uma temperatura acima de T1 e envelhecido desenvolverá uma estrutura com precipitados grosseiros. Abaixo de T2 não é necessário excesso de lacunas para a nucleação das Zonas GP. Com o aumento da quantidade de lacunas T1 e T2 se aproximam. Entre as temperaturas T1 e T2 o excesso de lacunas é necessário para a nucleação das Zonas GP. Figura 11 - Representação esquemática de um diagrama de fase binário. Fonte: Tiryakioglu e Staley (2003) 2.5.3.1.2 Nucleação (ou Precipitação) heterogênea A nucleação heterogênea de precipitados é observada em altas temperaturas, isto é, abaixo da temperatura Solvus, que para a liga de alumínio 7012 é de 408°C. Os pontos de nucleação no interior do grão são as partículas de dispersóides, por exemplo: Al3Zr, que são finamente dispersos no entorno de precipitados coerentes com aproximadamente 20nm de diâmetro (Godart et al., 2002) 47 Acima da temperatura Solvus das Zonas de Guinier-Preston, precipitados de transição semicoerente nucleiam e crescem diretamente nos contornos de subgrão e discordâncias, enquanto precipitados de equilíbrio incoerentes com a matriz nucleiam e crescem nos contornos de grão. A precipitação heterogênea não contribui para o aumento da resistência mecânica da liga pois a quantidade de soluto disponível em solução sólida é reduzida em função da menor quantidade de soluto disponível para nucleação homogênea (Zangrandi, 2008, p. 63). Para minimizar os efeitos para precipitação heterogênea deve-se aumentar a velocidade de resfriamento da solubilização, com isso aumenta-se a concentração de lacunas, favorecendo a predominância de nucleação homogênea, durante o envelhecimento. Uma prática industrial para reduzir os efeitos da nucleação heterogênea, quando não for possível aumentar a velocidade de resfriamento após a solubilização, é a realização do envelhecimento em duas etapas, para as ligas de alumínio da série 7xxx, na primeira etapa o material é aquecido a 120°C por 3 horas, na segunda etapa o aquecimento é a 170°C, o tempo pode variar de 12 a 24 horas em função das propriedades mecânicas especificadas. 2.5.4 Retrogressão e reenvelhecimento (RRA) Com o objetivo de obter altos níveis de resistência mecânica e resistência à corrosão sob tensão, Cina e seus colaboradores, em Israel, na década de 1970 desenvolveram o conceito da retrogressão e reenvelhecimento para a liga de alumínio 7075, combinando assim os melhores resultados das têmperas T6 e T7. O National Reserch Council of Canada – Institude for Aerospace Research (NCR-IAR) deu início ao desenvolvimento dessa tecnologia nos anos 1980. O Departamento de Defesa Nacional do Canadá e a Foça Aérea dos Estados Unidos da América estavam então muito interessados na aplicação da tecnologia do tratamento térmico de retrogressão e reenvelhecimento para a manutenção de suas aeronaves (Wu et al., 2002). Retrogressão e reenvelhecimento é um tratamento térmico realizado em duas etapas para as ligas Al-Zn-Mg-Cu, sendo que inicialmente a liga deve estar na condição de têmpera T6 (envelhecida, máxima propriedade mecânica). 48 Etapa 1: Retrogressão do material 7xxx-T6 a uma temperatura intermediária entre a temperatura de solubilização e a temperatura de envelhecimento. Segundo Talianker e Cina (1989) a temperatura dessa etapa é de 200 °C à 260 °C. A mesma faixa de temperatura é também mencionada por Xiao et al. (2011). Hou et al. (2022) relatam que a retrogressão realizada a 170°C/60 minutos melhora a resistência da liga de alumínio extrudada 7249, com espessura de 20 mm. He et al. (2024) utilizando a liga Al-6,5%Zn-2,1%Mg-2,3%Cu, obtiveram máxima dureza utilizando o tratamento térmico de retrogressão a 190°C/10 minutos em corpos de prova com espessura de 2mm. Etapa 2: reenvelhecimento do material: 120 °C por 24 horas (Tratamento original T6). A curva típica resultante do tratamento térmico RRA (tempo versus dureza) proposta por Rader et al., 2021 e Marinković e Radović, 2021, é mostrada na Figura 12. Durante a retrogressão, a dureza diminui inicialmente para um valor mínimo até o tempo de retrogressão TR1 - Zona I, nesta etapa ocorre a dissolução das Zonas GP e/ou η' formadas durante o envelhecimento. Após o TR1 a dureza volta a aumentar até um valor máximo local - Zona II, que ocorre no tempo de retrogressão TR2, esse aumento de dureza está associado ao crescimento da fase η' e precipitação da fase η (Feng et al.; 2006). Após atingir o valor máximo de dureza local verifica-se uma redução dos valores de dureza devido ao envelhecimento excessivo da liga. A ligeira recuperação da dureza após TR1 deve-se à precipitação e o crescimento de precipitados η (Wu et al.; 2002). Conforme Talianker e Cina (1989) quando o tempo da etapa de retrogressão é suficientemente curto para permitir apenas a dissolução dos precipitados, o subsequente reenvelhecimento a 120°C durante 24 horas fará com que o material volte a atingir a dureza máxima. 49 Figura 12 - Representação esquemática da curva RRA. Fonte: Rader (2021) Ebrahimi e Taheri (2024) estudando a liga de alumínio 7075, utilizando corpos de prova com as dimensões de 20mm x 20mm x 0,2mm (espessura), e temperatura de retrogressão de 200°C, obtiveram uma curva de retrogressão com forma similar ao indicado na Figura 12, neste caso o tempo de retrogressão obtido foi da ordem de 100 segundos. O tempo ideal para o tratamento de retrogressão indicado por diversos autores, para se obter a máxima dureza, corresponde ao tempo TR1 indicado na Figura 12. Esse tempo é função da liga de alumínio, temperatura de retrogressão e dimensão da peça/componente a ser submetido ao tratamento térmico de RRA. Se a liga for submetida ao tratamento de retrogressão por um tempo superior a TR1, a dureza original do endurecimento T6 pode não ser recuperada pelo reenvelhecimento subsequente, pois os solutos aglomeram-se, impedindo a formação de precipitados η e η'. Feng et al. (2006) e Ozer e Karaaslan (2017) indicam a ocorrência de três reações principais durante a retrogressão: 1) dissolução parcial das Zonas GP e da fase η', responsáveis pela redução da dureza observada na Zona I; 50 2) formação de crescimento da fase η', responsável pelo aumento da dureza local (Zona II), e 3) aglomeração de precipitados, que provoca a redução da dureza (Zona III). Holt et al. (2000), propõem, para peças de grande porte extrudas e forjadas, na liga 7075, que o processo de retrogressão e reenvelhecimento seja o seguinte: retrogressão a 195 °C por 40 minutos, seguida de um resfriamento rápido e reenvelhecimento a 120 °C por 24 horas. Ainda para a liga 7075 e peças com espessura superior a 8,5 mm é recomendado um tratamento de retrogressão a 195 ± 2 °C por 40 minutos, seguido de reenvelhecimento a 120 °C por 24 horas. Para peças entre 4 e 8,5 mm a temperatura de retrogressão é a mesma, porém o tempo alterado para 30 a 35 minutos. Segundo Xiao et al. (2011) as principais mudanças microestruturais ocorridas durante a retrogressão são a dissolução parcial das Zonas de Guinier- Preston e dos precipitados finos η’ (MgZn2) da matriz de alumínio que são novamente precipitados durante a etapa de reenvelhecimento, ocorrendo a formação e crescimento do precipitado η (MgZn2) no contorno de grão. A microestrutura resultante do tratamento térmico RRA consiste em precipitados η’ (MgZn2) homogeneamente distribuídos na matriz e η (MgZn2) precipitado no contorno de grão. Essa combinação de resultados é boa para a resistência à corrosão sob tensão e resistência mecânica. Ning et al. (2007) estudaram as ligas de alumínio da série 7xxx, 6,28Zn- 2,19Mg-1,6Cu-0,15Cr, solubilizadas a 470°C/1 hora; envelhecidas a 120°C/24h (endurecimento T6) e retrogradadas a 200°C e reenvelhecidas de acordo com os parâmetros usados no endurecimento T6, o tempo de retrogressão (TR) obtido foi de 6 minutos; para a liga 9,99Zn-2,5Mg-1,72Cu-0,13Zr, solubilizada a 450°C/2h mais 470°C/1h e retemperada a 200°C e reenvelhecida de acordo com os parâmetros usados na têmpera T6, o tempo de retrogressão (TR) obtido foi de 7 minutos. Foram usados tempos de regressão diferentes para ambas as ligas, variando de 2 a 45 minutos, a forma da curva RRA (dureza Vickers versus tempo em minutos) corresponde à mostrada na Figura 13, porém não há menção das dimensões dos corpos de prova usados para determinar a curva RRA. 51 A liga de alumínio 9,99Zn-2,5%Mg-1,72%Cu-0,13%Zr, também foi estudada por Feng et al. (2006), as amostras foram envelhecidas a 100°C/24h (T6), retrogredidas a 200°C/7 minutos e reenvelhecidas, as amostras tinham 12 mm de diâmetro. Park e Ardel (1984) estudaram a liga AA7075 T651; as amostras usadas para elaborar a curva RRA tinham 0,25 mm de espessura. A retrogressão foi realizada em um banho de sal a 240°C por vários tempos até 60 segundos e reenvelhecida a 120°C/48h em um banho de óleo. O tempo de retrogressão observado foi de 24 segundos. Esmailian et al. (2015) e Ural (1994) também estudaram a liga de alumínio 7075, no primeiro estudo a dureza máxima foi obtida com uma temperatura e tempo de retrogressão de 200°C/40 minutos, após reenvelhecimento por 120°C/24h, no segundo estudo, usando um banho de silicone, as condições estabelecidas para a RRA foram 200°C / 45 - 60 minutos e reenvelhecimento a 120°C/24h, no segundo estudo as amostras tinham 25,4 mm de espessura. Crawford, Shekhter e Loader (2018) mencionam que o uso de temperaturas em torno de 180°C - 195°C prolonga o estágio de retrogressão, facilitando o controle do processo. Oliveira Jr. et al. (2004) pesquisaram a retrogressão e envelhecimento das ligas de alumínio AA7050 e AA7150, a curva de retrogressão e reenvelhecimento foi obtida através da medição da dureza Rockwell B e condutividade elétrica (%IACS – International Annealed Copper Standard). Para a liga de alumínio 7050, retrogredida a 200°C por 5, 10, 20 e 40 minutos, e reenvelhecidas a 120°C por 24 horas, os valores de condutividade elétrica variaram entre 31 e 38 %IACS. Os maiores valores obtidos foram para o tempo de retrogressão de 40 minutos: 37 – 38 %IACS. Para a liga 7150 utilizando os mesmos parâmetros de processo descritos acima, os valores de condutividade elétrica variaram entre 30 e 37 %IACS. Os maiores valores obtidos foram para o tempo de retrogressão de 40 minutos: 35 – 37 %IACS. Os corpos de prova possuíam dimensões de 20mm x 20mm x 2mm. Dependendo das condições do tratamento térmico de retrogressão e reenvelhecimento, a condutividade elétrica na têmpera RRA das ligas de Al-Zn-Mg- Cu é maior do que na têmpera T6, T76, mas inferior do que na têmpera T73, entretanto a condutividade elétrica e propriedades mecânicas frequentemente mudam em direção reversa (Azarniya, A. Taheri e K. Taheri, 2019). O aumento da temperatura de retrogressão ocasiona uma redução nos valores de dureza, essa redução é atribuída pela dissolução de fases durante o 52 tratamento térmico de RRA e o crescimento de segregações durante o envelhecimento posterior (Ebrahimi e Taheri, 2024). Esses mesmos autores mencionam que nas ligas Al-Zn-Mg-Cu-Sc a condutividade elétrica aumenta com o aumento do tempo e da temperatura de retrogressão e em contrapartida a resistência mecânica diminui. Crawford, Shekhter e Loader (2018) estudando retrogressão e reenvelhecimento para a liga de alumínio 7075, com corpos de prova até 1,6mm, determinaram que o valor da condutividade elétrica para se obter o melhor equilíbrio entre propriedades mecânicas e resistência à corrosão é de 38,5±0,5 %IACS. O tratamento térmico de retrogressão e reenvelhecimento modifica os precipitados na liga, tanto nos contornos de grão como no interior dos grãos. A modificação dos precipitados nos contornos de grão altera a resistência à corrosão enquanto a modificação dos precipitados no interior dos grãos modifica as propriedades mecânicas do material. Especificamente, a fase de retrogressão provoca a reversão parcial das zonas de Guinier-Preston e dos precipitados η’ no material. Esta é a causa da diminuição da resistência ilustrada pela curva de retrogressão, Zona I na Figura 13. O reenvelhecimento provoca a precipitação novamente da fase η’, porém grosseira que parcialmente se transforma na fase η (Crawford, Shekhter e Loader, 2018). Ural (1994) também verificou esse efeito através de análise por MEV em estudo da liga 7075. 2.6 LIGA DE ALUMÍNIO 7012 A liga de alumínio 7012 (Al-Zn-Mg-Cu) é caracterizada pela razão, em massa, de Zn/Mg de aproximadamente 3, um teor de cobre de cerca de 1% (% em massa) e pela presença de zircônio e manganês em substituição ao cromo como elementos formadores de dispersóides (Antonione, Martino, e Riontino, 1988). A sua composição química é caracterizada pelos seguintes parâmetros (McQueen et al., 1991): a) Os teores de ferro e silício são reduzidos a um valor máximo permitido de 0,25% e 0,15% em massa, respectivamente. A concentração de α-AlFeSi, Al7Cu2Fe, Mg2Si, e (Fe,Cu,Mn)Al6 são 53 reduzidas, aumentando o valor da tenacidade. Ferro e silício arrastam magnésio e cobre, reduzindo a contribuição deles no endurecimento por precipitação. A composição química da liga de alumínio 7012 é mostrada no Quadro 5 (HYDRO, Ligas e Têmperas de Extrusão Perfis Extrudados de Alumínio. Catálogo de Ligas e Têmperas de Extrusão. Edição 01). b) O zircônio é adicionado em uma porcentagem controlada, ele substitui o cromo no controle da recristalização, formando o dispersóide Al3Zr. A remoção do cromo elimina a formação de Al18Cr6Mg2, que retira magnésio da liga, reduzindo o efeito do endurecimento no envelhecimento. c) A porcentagem em massa do zinco não é inferior a 5,8% e a porcentagem mínima de cobre e magnésio é 0,8% e 1,8%, em massa, respectivamente. d) Presença de titânio e manganês estão em porcentagens controladas. Quadro 5 – Especificação: composição química da liga de alumínio 7012. % massa Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Zr Outros Cada Outros Total Mínimo - - 0,8 0,08 1,8 - 5,8 0,02 0,10 - - Máximo 0,15 0,25 1,2 0,15 2,2 0,04 6,5 0,08 0,18 0,05 0,15 CLASSIFICAÇÃO UNS UNS A97012 Fonte: Adaptada de Hydro. Ligas e Têmperas de Extrusão Perfis Extrudados de Alumínio. Catálogo de Ligas e Têmperas de Extrusão. Edição 01 54 Um exemplo de aplicação da liga de alumínio 7012, é o perfil extrudado, utilizado na indústria bélica nacional como rabeira de míssil [2], que está representado na Figura 13 Figura 13 - Perfil na liga 7012, rabeira de míssil. Perfil: (a) Extrudado, (b) Usinado, (c) Componente Montado Fonte: ALCOA, Jornal Gente em Ação (2009) [2] A resistência mecânica da liga de alumínio 7012 trabalhada mecanicamente é substancialmente melhorada pela adição de magnésio em teores da ordem de 1,8 – 2,2% em massa. O zinco e magnésio formam o MgZn2 que produz uma alta resposta ao tratamento térmico de envelhecimento. A adição de cobre (0,8 – 1,2 % em massa) melhora consideravelmente a resistência mecânica pelo endurecimento por precipitação. O cobre é distribuído na matriz da liga como precipitados nanométricos endurecedores nas Zonas de Guinier-Preston ou na fase η’, que contêm a maioria do cobre da liga. O cobre também pode ser observado como partículas intermetálicas micrométricas, tais como: Al2CuMg (fase S), CuAl2 (fase θ) ou Al7Cu2Fe. Partículas de Mg(ZnCuAl)2, da ordem de 50 – 100 nm, podem precipitar no contorno de grão (Meng e Frankel, 2004). Em função de sua alta resistência mecânica a liga de alumínio 7012, Limite de Resistência à tração de no mínimo 560 MPa, Limite de Escoamento (0,2%) de no [2] Gente em ação. Jornal Mensal da ALCOA América Latina e Caribe. Número 85. p. 9. junho, 2009. 55 mínimo 520 MPa e Alongamento mínimo, em 50 mm, de 6% (Hydro. Ligas e Têmperas de Extrusão Perfis Extrudados de Alumínio. Catálogo de Ligas e Têmperas de Extrusão. Edição 01), ela é utilizada em estruturas sujeitas a tensões consideravelmente elevadas. O aumento da resistência mecânica, muitas vezes representada pela dureza, é o objetivo principal no projeto de produtos em ligas de alumínio (Bray, 1990). As propriedades ligas da série 7xxx são influenciadas pela alta solubilidade do zinco, magnésio e cobre. As fases em equilíbrio com a matriz de alumínio nas ligas comerciais são: MgZn2 (Fase M), Mg3Zn3Al2 (Fase T) e Mg5Al3 (Fase β). A primeira fase varia em composição de MgZn2 a Mg4Zn7Al. A Fase T tem uma larga faixa de composição a partir de 74% Zn – 16% Mg até 20% Zn - 31% Mg (todas % em massa). A Fase β aparece somente quando os teores de magnésio são consideravelmente maiores que os teores de zinco (Hatch, p. 51,1999). A liga de alumínio 7012 possui teor de zinco superior a 3% (massa) e razão Zn / Mg superior a 2, portanto o endurecimento é obtido pelo MgZn2. O zircônio forma um precipitado fino de partícula intermetálica (Al3Zr) que inibe a recristalização e controla a granulometria de produtos extrudados. Segundo Mondolfo (1976, p. 652) existem 3 fases no sistema Al-Mg-Zn que são isomorfos e completamente miscíveis com três fases no sistema Al-Cu-Mg. Entretanto duas dessas fases no sistema Al-Cu-Mg (CuMgAl e Cu6Mg2Al7) não estão em equilíbrio com o alumínio em ligas ternárias e a adição de zinco é necessária para deslocar/substituir/desordenar as fases normalmente em equilíbrio com o alumínio. Os três pares de fases que formam solução sólida contínua no diagrama de fases são: CuMg4Al6 com Mg3Zn3Al2, MgZn2 com CuMgAl, e Cu6Mg2Al5 com Mg2Zn11. Uma tentativa de projeção de distribuição das fases no estado sólido é apresentada na Figura 14. As fases CuMg4Al6 e Mg3Zn3Al2 possuem uma larga faixa de existência nas ligas ternárias e seus campos de solução sólida formam um largo campo de existência na liga quaternária. Os mesmos pares de fases também foram identificados por Bray (p. 29 – 61, 1990). Nas ligas quaternárias contendo cobre, o zinco é o elemento de liga principal e o magnésio é utilizado em teores que excedem o cobre. A fase M no sistema quaternário varia de MgZn2 a Mg4Zn7Al e pode ser descrita com Mg(Al,Cu,Zn). A fase T do sistema ternário Al-Zn-Mg pode ser designada como, CuMg4Al6 , e pode 56 ser descrita com Mg3(Al,Cu,Zn)5. A fase CuMgAl2 (Fase S) é encontra em uma pequena faixa de composição. A fase CuAl2 somente aparece se o teor de cobre exceder consideravelmente o ter de magnésio (Hatch, p. 51-52, 1999). Conforme a publicação Ligas e Têmperas de Extrusão – Perfis Extrudados de Alumínio, Hydro – Edição 01, a temperatura Liquidus é de 636°C, a temperatura Solidus é de 475°C, a massa específica é de 2,81 g.cm-3 e o coeficiente médio de expansão térmica (20 a 100°C) é de 23,7 µm/mK. Thompson (1969) propôs a Equação 2 e o ábaco da Figura 15 para determinar a temperatura Solvus para as ligas de alumínio da série 7xxx. e 1000/T= 5,9259 - 0,11613.Zn - 0, 26005.Mg - 0,87846.Cu + 0,0977247.Zn.Cu (2) onde, T é a temperatura Solvus em Kelvin (K). Zn, Mg e Cu são respectivamente a porcentagem em massa desses elementos químicos. A Equação 2, somente pode ser utilizada para teores de Zn = 4 – 7%; Mg = 1 -3%, e Cu = 0 -1,7%. O ábaco da Figura 14, também proposto por Thompson (1969) pode ser utilizado para cálculo a temperatura Solvus, que para a liga de alumínio 7012, em estudo, seria da ordem de 408°C. Apesar do fato do sistema Al-Zn-Mg-Cu ser a base das ligas de alumínio de maior resistência mecânica, ele foi pouco estudado, mesmo no domínio das ligas industriais (Akopyan, Zolotorevskli, e Khavan, 2013). A maioria das ligas da série 7xxx podem ser classificadas em dois grupos, dependendo do tipo do elemento químico que é adicionado para o controle da estrutura do grão. As ligas que contém zircônio apresentam partículas da fase β’ (Al3Zr), enquanto ligas com cromo apresentam partículas de Al7Cr. A liga 7012 apresenta partículas da fase β’, devido ao seu teor de Zr (0,10 – 0,18%, em massa). Essas partículas são os dispersóides e irão influenciar na recristalização e na sensibilidade de têmpera da liga (Starink e Li, 2003). Essas partículas evitam a recristalização e reduzem a sensibilidade à têmpera das ligas de alumínio da série 7xxx. 57 Figura 14 - Representação esquemática do diagrama de fases Al-Zn-Mg-Cu. Fonte: Mondolfo (1976) Figura 15 - Temperatura Solvus versus composição química, ligas Al-Zn-Mg-Cu. Fonte: Thompson (1969) 58 3 METODOLOGIA O material utilizado neste estudo foi fornecido pela ALCOA – Planta de Utinga – Santo André (SP), Brasil, na forma de barras de alumínio 7012 de diâmetro 15 mm e comprimento de 700 mm. O tarugo de alumínio 7012 foi homogeneizado antes da extrusão. As barras foram produzidas pelo processo de extrusão direta, e fornecidas nessa condição. 3.1 TRATAMENTO TÉRMICO O diagrama esquemático da Figura 16, representa o ciclo de tratamento térmico utilizado, que inclui a solubilização, o envelhecimento, a retrogressão e o reenvelhecimento. Detalhes dos ciclos dos tratamentos térmicos são apresentados no Quadro 6. Figure 16 - Diagrama esquemático do ciclo RRA – Liga de alumínio 7012. Fonte: Adaptado de Guo et al. (2023) e He, et al. (2024). Dados dos tratamentos térmicos para liga 7012 foram incluídos pelo Autor. 59 Quadro 6 - Tratamentos térmicos realizados na liga de alumínio 7012. Tratamento Térmico Descrição Homogeneização. Tratamento térmico efetuado antes da extrusão direta. Tratamento térmico realizado pelo fabricante. Solubilização 465 °C por 2 horas. Resfriamento com água, a temperatura ambiente, com agitação moderada. Envelhecimento (T6) 120 °C por 24 horas, resfriamento ao ar calmo. Retrogressão Material na condição T6. Aquecido em banho de sal nas seguintes temperaturas: 180 °C; 210 °C e 240 °C. Para cada temperatura foram utilizados diferentes tempos, em minutos, de patamar: 0,08, 0,16, 0,25, 0,33, 0,5, 1, 5, 15, 30, 60, 120, 180 e 240. Reenvelhecimento (RRA) Utilizado o mesmo ciclo do Envelhecimento (T6): 120 °C por 24 horas, resfriamento ao ar calmo. Fonte: Autor. O tratamento térmico de solubilização foi efetuado em barras de 120 mm. As barras foram cortadas com uma serra manual e solubilizadas a 465°C durante 2 horas no forno EDG 7000/FDG 3P-S, nas instalações do Departamento de Materiais e Tecnologia da UNESP – FEG, e arrefecidas em água na temperatura ambiente com agitação moderada. O processo de envelhecimento foi efetuado no EDG 7000/FDG 3P-S (Departamento de Materiais e Tecnologia da UNESP – FEG), forma utilizados corpos de prova de Ø 15 mm e 30 mm de comprimento para o envelhecimento artificial, que foi efetuado a 120°C durante 24 horas (têmpera T6), arrefecidos em ar parado. Foram utilizadas três temperaturas distintas para o tratamento térmico de retrogressão: 180°C, 210°C e 240°C, o tempo de patamar para cada temperatura de retrogressão foi de 5s, 10s, 15s, 20s, 30s, 1min, 5min, 15min, 30min, 60min, 120min, 180min, 240min e 300min. A retrogressão foi efetuada num banho de sal, na Universidade Estadual de Ponta Grossa (PR) – Departamento de Materiais, utilizando 60 o sal AS 140 pela HEF™ DURFERRIT, ilustrado na Figura 17. Após a regressão, as amostras foram lavadas em água corrente com sabão neutro. O reenvelhecimento foi efetuado num forno EDG 7000/FDG 3P-S a 120°C (Departamento de Materiais e Tecnologia da UNESP – FEG) com tempo de patamar de 24 horas, mesmos parâmetros do envelhecimento - têmpera T6, os corpos de prova foram arrefecidos ao ar calmo (temperatura ambiente). Figura 17 – Forno de Banho de Sal, UEPG (PR). a) Vista Geral; b) Detalhe do banho de sal e agitador. Fonte: Autor. 3.2 MEDIÇÃO DE DUREZA. Os valores reportados representam uma média de 5 medidas. O Erro Padrão da medição da dureza está indicado nos respectivos gráficos. A medição da dureza Vickers (HV) foi efetuada no meio raio das amostras (Ø 15 mm) no microdurômetro Wilson Instruments Model 401 MDV utilizando uma carga de 0,5kg 61 com um tempo de penetração de 15 segundos. A medição de dureza foi realizada a temperatura ambiente. A dureza Rockwell B (HRB), somente como referência, foi avaliada utilizando um durômetro BRIRO VA – GEORG REICHERTER, carga de 100kg, esfera de aço de diâmetro 1,59 mm (1/16 polegadas) e tempo de penetração de 20 segundos. 3.3 METALOGRAFIA As amostras foram preparadas para a análise metalográfica em quatro etapas, conforme indicado a seguir: 1) Corte: Serra automática TECHCUT 4 - ALLIED - HIGH TECH PRODUCTS, INC. com disco diamantado a 200 rpm. 2) Embutimento: Prensa hidráulica AROTEC e baquelite. 3) Lixamento: Politriz METPREP 3™ PH-3™, lixa (SiC): 320, 400, 600, 800, 1200, 2000 e 2400 (mesh). utilizando água como lubrificante. 4) Polimento: POLITRIZ VIBRATÓRIA, PACE TECHNOLOGIES, GIGA - 0900, sílica 0,02µm (50%) durante 24 horas. 3.3.1 Análise dos parâmetros morfológicos Uma sub-rotina foi estabelecida, referenciada no Anexo A, para análise de parâmetros morfológicos de forma e tamanho. Os parâmetros morfológicos de forma analisados foram: Circularidade (C), Solidity (SOL), Razão de Aspecto (AR) e o parâmetro morfológico de tamanho analisado foi diâmetro de Feret. O diâmetro de Feret (parâmetro dimensional) é definido como a distância máxima entre dois pontos paralelos e tangentes, Figura 18. Circularidade é definida como: C = 4.π. Área / Perímetro2, é um número adimensional definido no intervalo (0,1]; 0 < C ≤ 1. Solidity (Sol) é definida como a razão entre Área Concava (preta) / Área Convexa(branca), objeto em análise limitado pela linha vermelha, vide Figura 19. É um número adimensional 62 definido no intervalo (0,1]; 0 < SOL ≤ 1. A razão de Aspecto (AR) é definida pela razão entre a largura (L) e a altura (h). Figura 18 – Diâmetro de Feret. Fonte: Gennesson (2018) Figura 19 - Solidity (Sol). Fonte: ImageJ, Software. (Consulta em 2024) 63 3.3.2 Microscopia óptica (MO) Na análise por Microscopia Óptica, considerou-se a quantidade de precipitados, sua morfologia e tamanho. Para a análise morfológica foram utilizados os seguintes parâmetros: Circularidade (C), Solidez (SOL) e Razão de Aspeto (RA), para a análise dimensional foi utilizado o Diâmetro de Feret. A microscopia foi realizada no microscópio óptico de reflexão motorizado Zeiss Axio Imager Z2m com sistema de microscopia correlativa no LAIMat - Laboratório de Imagens de Materiais da UNESP/FEG. A região analisada foi estabelecida conforme a ASTM E1245-03 Standard practice for determining the inclusion or second-phase constituent content of metals by automatic amage analysis – Reaproved 2023, que estabelece os critérios para a análise dos constituintes de segunda fase através da análise de imagem. Foram analisadas 121 regiões sendo que o mínimo estabelecido é de 100, a superfície polida utilizada para análise foi de 350 mm2, uma superfície polida de no mínimo de 160 mm2 é requerida. Utilizou-se o software ImageJ (Image Processing and Analysis in Java) para análise de imagem, cuja rotina de análise está indicada no Anexo A. Microscopia eletrônica de varredura (MEV) A análise por Microscopia Eletrônica de Varredura foi utilizada o microscópio eletrônico MEV Zeiss EVO LS 15 e EDS (Energy Dispersive Spectroscopy) Oxford Instruments Xplore 30 para caracterização química dos precipitados. Equipamento disponível no Laboratório de Imagens de Materiais da UNESP – FEG. 3.4 CONDUTIVIDADE ELÉTRICA Antes da avaliação da condutividade elétrica as amostras foram estabilizas a 20°C por 24 horas. Foi utilizado o condutivímetro portátil SIGMASCOPE® Fisher SERIAL 4502 com uma sonda de 14 mm, vide Figura 20. As amostras de diâmetro 15 mm estavam embutidas em baquelite. Os resultados obtidos foram expressos em 64 porcentagem de IACS (International Annealed Copper Standard). Utilizou-se a norma ASTM E1004–17 Standard Test Method for Determining Electrical Conductivity Using the Electromagnetic (Eddy Current) Method, como orientação para determinação da condutividade elétrica, esse ensaio foi realizado para comparação entre os três diferentes tratamentos térmicos de RRA: RRA180, RRA210 e RRA240. O gráfico de condutividade elétrica foi elaborado com o valor médio de cinco medições da condutividade elétrica. O Erro Padrão da medição da condutividade elétrica está indicado nos respectivos gráficos. Figura 20 – a) Condutivímetro Fischer e b) Sonda Ø 14mm. Fonte: Autor 65 4 RESULTADOS 4.1 ANÁLISE QUÍMICA A análise química foi realizada pelo fornecedor (ALCOA) da liga de alumínio 7012. O resultado está indicado na Tabela 1. Os valores obtidos atendem a especificação, quanto a composição química, da liga de alumínio 7012, conforme indicado no Quadro 5 - Especificação: composição química da liga de alumínio 7012. Tabela 1 - Composição química da liga de alumínio 7012 estudada (% massa). Liga 7012 Zn Mg Cu Ti Si Fe Mn Cr Zr Material em estudo 5,99 1,96 0,94 0,04 0,09 0,13 0,12 0,002 0,13 Nota 2: A razão Zn/Mg da liga em estudo é de 3,05. Fonte: ALCOA 4.2 RETROGRESSÃO As curvas de Retrogressão (dureza HV versus tempo de retrogressão em minutos) obtidas a 180°C, 210°C e 240°C por períodos de 5s, 10s, 15s, 20s, 30s, 1min, 5min, 15min, 30min, 60min, 120min, 180min e 240min estão ilustradas na Figura 21. A dureza na têmpera T6, etapa inicial do estudo, medida logo após o envelhecimento a 120°C por 24 horas foi de 184HV (.90 – 91 HRB). Somente a curva de retrogressão realizada a 180°C apresentou a forma/ aspecto geométrico mencionado por Rader et al., 2021 e Marinković e Radović, 2021, isto é, houve uma redução dos valores de dureza até um valor mínimo local, nesse estágio, a retrogressão está associado à dissolução das Zonas GP e/ou da fase η' formadas durante o envelhecimento. Após atingir o valor mínimo local, ocorre um aumento de dureza associado crescimento da fase η' e precipitação da fase η (Feng 66 et al.; 2006) e (He, et al.; 2024), após atingir esse pico secundário de dureza ocorre o superenvelhecimento da amostra. Para a retrogressão realizada a 210°C e 240°C foi observada uma redução contínua dos valores de dureza, típico de superenvelhecimento. Figura 21 - Curvas de Retrogressão (180, 210 e 240°C), para tempos de 5 segundos até 240 minutos (4 horas). Fonte: Autor As temperaturas de retrogressão de 180°C, 210°C e 240°C, utilizadas neste trabalho, encontra-se na faixa de trabalho utilizada por diversos autores aqui citados, Crawford et al. (2018) mencionam que temperaturas de retrogressão da ordem de 180 – 195°C facilita o controle do processo de retrogressão. Comprando o tempo de retrogressão obtido neste trabalho, que foi de 60 minutos (RRA180), com os demais indicados na literatura consultada, observou-se que o tempo de retrogressão está diretamente ligado às dimensões dos corpos de prova (espessura ou diâmetro), isto é, quanto menor a dimensão do corpo de prova, menor é o tempo de retrogressão. O tempo de retrogressão relatado, nas diversas fontes consultadas, variou de poucos segundos até 1 hora. Essa variação de tempo de retrogressão está associada aos diferentes tipos de ligas de alumínio utilizadas nos estudos, porém, o 67 fator preponderante é a espessura do corpo de prova utilizada na determinação da curva de retrogressão e reenvelhecimento, isto é, quanto menor a dimensão (espessura) do corpo de prova menor foi o tempo de retrogressão relatado. Ebrahimi e Taheri (2024) estudando a liga de alumínio 7075, com corpos de prova de 20mm x 20mm x 0,2mm (espessura) e temperatura de retrogressão de 200°C, obtiveram o tempo de retrogressão de aproximadamente 100 segundos. Ural (1994), estudando a liga de alumínio 7075, obteve os seguintes parâmetros para o tratamento térmico de retrogressão: 200°C / 45 e 60 minutos, utilizando corpos de prova de 25,4mm. 4.3 REENVELHECIMENTO Após o tratamento térmico de retrogressão os corpos de prova (Ø 15 mm e 30 mm de comprimento) foram reenvelhecidos a 120°C/24h, condição idêntica ao envelhecimento inicial (T6). O resultado da retrogressão a 180°C por diversos períodos: 5s, 10s, 15s, 20s, 30s, 1min, 5min, 15min, 30min, 60min, 120min, 180min e 240min e reenvelhecida a 120°C / 24h (RRA180) está representado na Figura 22. O valor mínimo de dureza obtido no tratamento térmico de retrogressão ocorreu após 60 minutos que corresponde a 160HV. O valor máximo de dureza foi obtido na amostra retrogredida a 180°C/60 minutos e reenvelhecida a 120°C/24h. Relativamente à dureza T6 (184 HV) houve um incremento de 36 HV, que corresponde a um aumento da ordem 19%. Após e reenvelhecimento (120°C/24h) a dureza aumenta devido a reprecipitação de novas partículas e crescimento da fase η’ remanescente (He, et al.; 2024). O resultado da retrogressão a 210°C e 240°C por diversos períodos: 5s, 10s, 15s, 20s, 30s, 1min, 5min, 15min, 30min, 60min, 120min, 180min e 240mim e reenvelhecida a 120°C / 24h, RRA210 e RRA240 respectivamente, estão representados nas Figura 23. O reenvelhecimento a 120°C/24h reduziu a dureza continuamente, abaixo inclusive dos valores da retrogressão, característica do superenvelhecimento do material. Os valores de dureza tanto para RRA210 como para RRA240 são próximos, com uma queda acentuada dos valores de dureza até o 68 tempo de retrogressão de 60 minutos que corresponde a 110 HV, após esse período a variação da dureza é pequena. Figura 22 – Curva: RRA 180°C e Retrogressão. Fonte: Autor Figura 23 – Curvas: RRA 210°C, RRA 240°C, com as respectivas retrogressões. Fonte: Autor 69 No tratamento térmico RRA210 e o RRA240 não foi observada uma redução inicial de dureza durante a retrogressão seguido de um máximo valor local com observado em RRA180. Também não foi constatada a condição de máxima dureza após o reenvelhecimento (120°C/24h), a redução de dureza ao longo do tempo é uma característica da superenvelhecimento. 4.4 CONDUTIVIDADE ELÉTRICA Os valores de condutividade elétrica para o tratamento térmico RRA 180 mantiveram-se entre 31 e 34 %IACS. Para RRA 210 e RRA 240 os valores de condutividade elétrica são superiores aos observados para RRA180, variando de 31 a 40 %IACS. A variação da condutividade elétrica, para a liga de al