AMÉLIA ALIK DE FREITAS ZUMBA
ESTUDO DE REDUÇÃO DO TEMPO DE CICLO DE HOMOGENEIZAÇÃO
DA LIGA AA5182.
Guaratinguetá
2016
Amélia Alik de Freitas Zumba
Estudo de Redução do Tempo de Ciclo de Homogeneização da Liga AA5182.
Dissertação apresentada à Faculdade de
Engenharia do Campus de Guaratinguetá,
Universidade Estadual Paulista, para
obtenção do título de Mestre em
Engenharia Mecânica na área de
Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Marcelo dos Santos
Pereira
Guaratinguetá - SP
2016
Z94e
Zumba, Amélia Alik de Freitas
Estudo de redução do tempo de ciclo de homogeneização da liga
AA5182 / Amélia Alik de Freitas Zumba – Guaratinguetá, 2016.
74 f : il.
Bibliografia: f. 70-74
Dissertação (Mestrado) – Universidade Estadual Paulista, Faculdade de
Engenharia de Guaratinguetá, 2016.
Orientador: Prof. Dr. Marcelo dos Santos Pereira
1. Ligas de alumínio. 2. Laminação (Metalurgia).
3. Homogeneização (Beneficiamento de minério) I. Título
CDU 669.715(043)
DADOS CURRICULARES
NASCIMENTO 06.01.1984 – SÃO PAULO / SP
FILIAÇÃO Arnaldo Zumba da Silva
Neuza Maria de Freitas Zumba
2014/2016 Curso de Pós – Graduação
Faculdade de Engenharia – Universidade
Estadual Paulista
DEDICATÓRIA
À Família,
Aos amigos,
Pelo apoio e incentivo nessa jornada.
AGRADECIMENTOS
Primeiramente agradeço a Deus, pela coragem e força para enfrentar as
adversidades durante esta trajetória.
Agradeço aos meus queridos pai Arnaldo e mãe Neuza, pela eterna fortaleza e
incentivo, à minha irmã Aline pela motivação. Ao meu amado Willian Catto, pelos
puxões de orelha e eterno conselheiro. Aos meus amigos que conseguiram entender “o
desaparecimento social” para a realização deste trabalho.
Ao meu orientador, Prof. Dr. Marcelo dos Santos Pereira que jamais deixou de me
incentivar. Pelos conselhos, dedicação e extrema paciência, por ser sempre um ponto de
referência positiva nesta trajetória.
Ao Engenheiro Luiz Murad, pela idéia deste trabalho e o estímulo de realização do
mesmo, ao Engenheiro Adilson Luiz, pela experiência na ajuda do preparo e na
realização dos testes.
Aos técnicos Márcio Rocha e Rafael Moraes pela troca de experiências e
conhecimento para a realização das análises no microscópio eletrônico de varredura.
À minha querida amiga e colega Ana Sorrilha, pela eterna motivação, quando às
vezes duvidei que podia conseguir.
Aos mestres que encontrei durante essa trajetória e que muito contribuíram para
edificar mais um degrau do conhecimento profissional que tenho hoje.
“A satisfação está no esforço, não na conquista.
Esforço completo significa vitória completa.”
Mahatma Ghandi (1869 – 1948).
ZUMBA, A.A.F. Estudo de redução do tempo de ciclo de homogeneização da liga
AA5182. 2016. 74f. Dissertação (Mestrado em Engenharia Mecânica) – Faculdade de
Engenharia do Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista,
Guaratinguetá, 2016.
RESUMO
Há uma crescente demanda pelo uso de materiais na indústria em geral, que consigam
aliar sustentabilidade e performance, onde o alumínio enquadra-se nestes dois requisitos.
A liga AA5182 apresenta propriedades importantes, tais como: baixa densidade, alta
resistência mecânica e à corrosão, bem como boa conformabilidade. Neste estudo, foi
realizada a definição de uma região crítica na qual foram realizados três testes,
simulando diferentes ciclos de homogeneização desta liga, através da realização do ciclo
de homogeneização em menores tempos que o ciclo original, antes do envio para a
laminação a quente e avaliando características superficiais e microscópicas, para que
não exista impacto negativo nos processos subsequentes. Após as análises comparativas
realizadas, percebeu-se que o teste onde o patamar de aquecimento foi abaixo da
temperatura de liquação de precipitados de magnésio apresentou melhor resultado,
proporcionando a redução do tempo de ciclo sem o aparecimento de linhas pretas,
oriundas da oxidação do magnésio, permitindo assim, a redução do tempo de ciclo de
homogeneização.
PALAVRAS-CHAVE: AA5182. Homogeneização. Exsudação.
ZUMBA, A.A.F. Study of reduction cycle time of homogenization of AA5182 alloy.
2016. 74f. Dissertação (Mestrado em Engenharia Mecânica) – Faculdade de Engenharia
do Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista, Guaratinguetá, 2016.
ABSTRACT
There is a growing demand for the use of materials in the industry in general, they can
combine sustainability and performance, where aluminum fits these two requirements.
The alloy AA5182 has important properties such as: low density, high mechanical
resistance and corrosion resistance as well as good formability. First of all, this study
was conducted to define a critical region in which there were three tests, simulating
different homogenization cycles of this alloy, by conducting the homogenization cycle
times smaller than the original cycle, prior to shipment to the hot rolling and evaluating
superficial and microscopic characteristics, so that there is no negative impact on
subsequent processes. After that, comparative analyzes it was observed that the test
where the heating level was below the magnesium precipitates liquation temperature
showed better results, providing a reduction in the cycle time without the appearance of
black streaks, derived from the magnesium oxidation, thus, reducing the
homogenization cycle time.
KEY WORDS: AA5182. Homogenization. Exudation.
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 – Tampas de latas de alumínio ......................................................................... 18
Figura 2 – Bauxita em sua forma mineral ...................................................................... 21
Figura 3 – Lingote de alumínio primário ....................................................................... 22
Figura 4 – Produção de alumínio primário no parque industrial brasileiro .................... 23
Figura 5 – Ciclo de Reciclagem de latas. ....................................................................... 31
Figura 6 – Representação do processo DC ..................................................................... 32
Figura 7 – Vazamento de placa no processo DC ............................................................ 33
Figura 8 – Representação do processo produtivo da Refusão de placas de alumínio .... 34
Figura 9 – Fluxo de produção de chapas de alumínio .................................................... 35
Figura 10 – Forno poço .................................................................................................. 39
Figura 11 – Forno empurrador ....................................................................................... 40
Figura 12 – Diagrama de fases genérico. ....................................................................... 41
Figura 13 – Microestrutura Al3Fe (em cinza) e Mg2Si (em preto). Ataque HF 0,5%. ... 46
Figura 14 – Representação esquemática de uma placa do processo DC. a) desenho
esquemático do vazamento de placas e b) placa de alumínio sendo retirada do poço DC.
........................................................................................................................................ 47
Figura 15 – Representação da região de retirada de amostra na placa – em vermelho. . 48
Figura 16 – Amostra utilizada para simulação dos ciclos no forno. .............................. 49
Figura 17 – Amostras como fundida, ciclo original (1), sugestões dos testes (2, 3 e 4). 49
Figura 18 – Máquina de polimento manual. ................................................................... 50
Figura 19 – Microscópio ótico integrado ao software de análise de imagens. ............... 51
Figura 20 - Microscópio de varredura eletrônica ........................................................... 52
Figura 21 – Principais precipitados da liga AA5182. Aumento 50x, escala 200 µm. .... 55
Figura 22 – Imagem no MEV, amostra como fundida. Aumento 1060x, 100um, elétrons
secundários. .................................................................................................................... 56
Figura 23 – Espectro do precipitado Fe-Mn (A). ........................................................... 56
Figura 24 – Espectro do precipitado Mg2Si (B). ............................................................ 57
Figura 25 – Espectro do precipitado Mg5Al8 (C) ........................................................... 57
Figura 26 – Fotomontagem da superfície do metal como fundido. Aumento 50x, escala
200µm. ............................................................................................................................ 58
Figura 27 - Metal como fundido, Mg5Al8 e Mg2Si. Aumento 100x, escala 100µm. ..... 59
Figura 28 – Fotomontagem da superfície do metal após homogeneização no ciclo
original. Aumento 50x, escala 200µm. ........................................................................... 60
Figura 29 – Precipitado Mg5Al8, a 2,5mm da superfície de laminação. Aumento 500x
escala 20 µm. .................................................................................................................. 61
Figura 30 – Amostra do teste 1 após forno, com aparecimento de exsudação na
superfície. ....................................................................................................................... 63
Figura 31 – Fotomontagem da superfície do teste 1. Aumento 50x, escala 200 µm. ..... 63
Figura 32 - Amostra do teste 2 após forno, sem aparecimento significativo de exsudação
na superfície. ................................................................................................................... 64
Figura 33 – Fotomontagem da superfície do teste 2. Aumento 50x, escala 200 µm ...... 65
Figura 34 – Amostra do teste 3 após forno, com aparecimento excessivo de exsudação
na superfície. ................................................................................................................... 66
Figura 35 - Fotomontagem da superfície do teste 3. Aumento 50x, escala 200 µm ...... 67
LISTA DE GRÁFICOS
Gráfico 1 – Capacidade de produção e produção efetiva de latas para bebidas anos
2000-2014 (em bilhões de unidades). ............................................................................. 17
Gráfico 2 – Vendas anuais de latas (em bilhões de unidades)........................................ 20
Gráfico 3: Teor de magnésio em relação à profundidade, região de início de vazamento.
........................................................................................................................................ 54
Gráfico 4: Teor de magnésio em relação à profundidade, região de final de vazamento.
........................................................................................................................................ 54
Gráfico 5 – Ciclo de homogeneização original. ............................................................. 60
Gráfico 6 – Comparativo ciclo de homogeneização original e teste 1. .......................... 62
Gráfico 7- Comparativo ciclo de homogeneização original e teste 2. ............................ 64
Gráfico 8 - Comparativo ciclo de homogeneização original e teste 3 ............................ 65
LISTA DE QUADROS
Quadro 1 – Designação de ligas de alumínio e principais propriedades ........................ 25
Quadro 2 – Temperaturas de fusão dos precipitados de segunda fase. .......................... 43
Quadro 3 – Composição química da liga AA5182 utilizada neste estudo. .................... 47
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
AA Aluminium Association
a.C. Antes de Cristo
ABAL Associação Brasileira do Alumínio
ABNT Associação Brasileira de Normas Técnicas
ABNT NBR Norma Brasileira aprovada pela ABNT
ABRALATAS Associação Brasileira dos Fabricantes de Latas de Alta Reciclabilidade
ALCAN Aluminium Limited Canadá
ASM American Society for Metals
ASTM American Society for Testing and Materials
CBA Companhia Brasileira de Alumínio
DC Direct Chill
EDS Espectroscopia por Energia Dispersiva
ELQUISA Eletro-Química Brasileira S.A.
IAI International Aluminum Institute
MEV Microscópio de Varredura Eletrônica
MG Minas Gerais
SE Elétrons Secundários
SP São Paulo
LISTA DE SÍMBOLOS
β Beta
°C Graus Celsius
% Percentual (parte por cem)
°C/h Graus Celsius por hora
Al Alumínio
Mg Magnésio
Si Silício
Fe Ferro
Mn Manganês
Alfa
Cu Cobre
Cr Cromo
Zn Zinco
Ti Titânio
V Volts
A Ampère
mm Milímetro
µm Micrômetro
SUMÁRIO
1 INTRODUÇÃO ......................................................................................................... 17
1.1 OBJETIVOS ............................................................................................................. 17
1.2 JUSTIFICATIVA: .................................................................................................... 18
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ................................................................................. 21
2.1 UM POUCO DE HISTÓRIA – O SURGIMENTO DO ALUMÍNIO ....................... 21
2.2 A INDÚSTRIA DO ALUMÍNIO NO BRASIL ........................................................ 22
2.3 ALUMÍNIO E SUAS LIGAS................................................................................... 24
2.4 PROCESSO PRODUTIVO DO ALUMÍNIO .......................................................... 29
2.4.1 O alumínio primário ............................................................................................. 29
2.4.2 O alumínio secundário: reciclagem ..................................................................... 29
2.4.3 Refusão e lingotamento de placas ........................................................................ 31
2.4.4 Laminação a quente ............................................................................................. 34
2.4.5 Laminação a frio .................................................................................................. 36
2.5 HOMOGENEIZAÇÃO ............................................................................................ 36
2.6 HOMOGENEIZAÇÃO DA LIGA AA5182 ............................................................ 42
2.7 TÉCNICAS DE OBSERVAÇÃO ............................................................................. 43
2.7.1 Microscopia ........................................................................................................... 43
2.7.2 Metalografia .......................................................................................................... 44
3 MATERIAIS E MÉTODOS ..................................................................................... 47
3.1 MATERIAIS ............................................................................................................. 47
3.2 MÉTODOS ............................................................................................................... 48
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ............................................................................ 53
5 CONCLUSÕES .......................................................................................................... 68
6 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ................................................... 69
7 REFERÊNCIAS ........................................................................................................ 70
17
1 INTRODUÇÃO
De acordo com a Associação Brasileira dos Fabricantes de Latas de Alta
Reciclabilidade (ABRALATAS), a venda de latas de alumínio tem crescido
paulatinamente no Brasil desde os anos 2000, assim como a capacidade de produção
tem aumentado para suprir esta demanda do mercado, como é possível observar no
Gráfico 1. No entanto, percebe-se que a demanda do mercado ainda é superior a
capacidade produtiva que o parque industrial brasileiro apresenta para suprir a
necessidade de latas para bebidas no Brasil.
Gráfico 1 – Capacidade de produção e produção efetiva de latas para bebidas anos
2000-2014 (em bilhões de unidades).
Adaptado de: ABRALATAS (2016).
Além do mais, a demanda do uso novas de ligas de alumínio tem crescido devido
a possibilidade de sua aplicação em áreas como: aeronáutica, civil, indústria ferroviária,
automotiva e naval (MAZZOLANI,1995; ZANGRANDI, 2008; LI 2011).
1.1 OBJETIVOS
18
O presente trabalho, visa apresentar uma solução viável para a redução do tempo
de homogeneização de placas de alumínio da liga AA5182, sem apresentar perdas de
qualidade superficial no processamento de chapas de alumínio.
É importante salientar que no escopo desse projeto estará apenas sendo analisado
características microestruturais do material após o processo de homogeneização,
delimitando assim as condições deste trabalho.
1.2 JUSTIFICATIVA:
A motivação deste trabalho deu-se em razão do crescente uso do alumínio no
mercado, principalmente no que diz respeito a utilização deste metal para uso em latas
de bebidas, para a liga AA5182 tipicamente utilizada em tampas de latas de alumínio,
como as apresentadas na Figura 1. Além disso, há um crescente aumento de demanda
pelo uso de materiais na indústria que, de maneira geral, possibilite aliar
sustentabilidade e performance, no qual o alumínio se adequa perfeitamente nestes dois
requisitos.
Figura 1 – Tampas de latas de alumínio
Fonte: LATAPACK (2011).
19
Para a realização deste trabalho, foram retiradas amostras de placas brutas do
processo de refusão no início, e final da solidificação da placa, para definição da região
mais crítica com relação a existência de partículas de segunda fase ricas em magnésio.
Após a definição da região crítica, colocam-se as amostras desta região em um
forno de resistência elétrica em laboratório, de forma a simular os estágios de
homogeneização durante o processo fabril, comparando com o ciclo atual e novas
sugestões. Além disso, verifica-se na superfície se há a ocorrência de óxidos de
magnésio, característicos de exsudação bem como a existência de partículas de segunda
fase próximas à superfície da amostra. Desta forma, comparando-se os tempos das
novas sugestões com o tempo atual e, a performance na região da superfície padrão,
avalia-se a possibilidade de um ciclo com menor tempo de homogeneização da liga
AA5182.
Estas etapas são importantes para que seja evitado o aparecimento de defeitos
superficiais que possam prejudicar a qualidade e performance do metal, bem como
evitar problemas estéticos durante as etapas subsequentes de processamento.
Neste estudo, o ciclo de homogeneização deve ser realizado de forma cuidadosa
devido a possibilidade de aparecimento de oxidação do MgO (óxido de magnésio) na
superfície laminada, dando origem a um defeito conhecido como “linha preta”
(BROWN et al.,1996).
No Brasil, a liga AA5182 tem como sua principal aplicação as tampas e anéis de
latas de alumínio para bebidas. Uma vez que esta liga apresenta propriedades
importantes para a indústria, tais como: baixo peso, alta resistência mecânica, alta
resistência a corrosão e boa conformabilidade, é importante que esse material não tenha
alteração nas características superficiais – isenção de linha preta oriunda de exsudação –
e mecânicas – sem alteração nos valores de limite escoamento e limite de resistência a
tração –, após a realização deste projeto.
Atualmente, para esse material é gasto um período muito longo de processamento
no seu ciclo de homogeneização, antes do seu envio para o processo de laminação a
quente, o que aumenta significativamente seu tempo de entrega aos produtores de latas.
Ressalta-se ainda, a importância do aumento de produtividade desta liga, visto que
o mercado de latas apresentou um significativo aumento de produção nos últimos anos
20
como é possível avaliar pelo Gráfico 2, e ainda mostra uma boa perspectiva de
crescimento para os próximos, tornando-se assim, importante possibilitar um aumento
da sua disponibilidade no mercado através da redução do tempo de processamento.
Além disso, a liga AA5182 é utilizada em outras aplicações, como na indústria
automotiva e naval, por exemplo.
Gráfico 2 – Vendas anuais de latas (em bilhões de unidades)
Adaptado de: ABRALATAS (2016).
21
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 UM POUCO DE HISTÓRIA – O SURGIMENTO DO ALUMÍNIO
De acordo com ABAL (Associação Brasileira do Alumínio), o alumínio é o
terceiro material mais abundante e o metal mais disponível da crosta terrestre. Embora
os povos persas, egípcios e babilônios já conhecessem a argila contendo óxido de
alumínio para fabricação de recipientes cerâmicos, medicamentos e cosméticos cerca de
3000 a.C.. O alumínio é um metal relativamente novo em escala industrial, devido as
grandes dificuldades tecnológicas na sua obtenção em forma isolada como metal.
Segundo Mazzolani (1995), o químico inglês Sir Humphry Davy foi o primeiro a
prever a possibilidade de isolar o elemento alumínio enquanto trabalhava com sais de
alumina em 1807. Ao final do século XVIII, Guyton De Morveu conseguiu validar o
trabalho de Sir Davy durante seus estudos. Alguns anos mais tarde, de acordo com
ABAL, em 1821, o francês P. Berthier descobre um minério com cor avermelhada
contendo cerca de 52% de óxido de alumínio, na região do sul da França, em Les Baux.
É descoberta então a bauxita, um minério de cor geralmente avermelhada como visto na
Figura 2, o minério mais comum que contem alumínio.
Figura 2 – Bauxita em sua forma mineral
Fonte: HYDRO (2013).
22
Ainda segundo ABAL, em 1825, Oersted, assim como Sir Davy, isolou o
alumínio, mas de uma forma diferente, a partir do cloreto de alumínio. De acordo com
Mazzolani (1995), em 1827 o químico Whoeler obteve o primeiro lingote de alumínio,
similar ao apresentado na Figura 3, que atualmente está exposto no museu da
Universidade de Göttingen, na Alemanha.
Em 1854, Henry Saint-Claire Deville obtém alumínio por via química pela
primeira vez, e no ano seguinte, em Paris, torna-se público o processo de produção por
meio de redução eletrolítica da alumina dissolvida em banho de criolita. O processo
desenvolvido simultaneamente por dois pesquisadores ficou conhecido por Hall-Héroult,
e permitiu o desenvolvimento da indústria do alumínio no mundo.
Figura 3 – Lingote de alumínio primário
Fonte: ARPAL(2012).
2.2 A INDÚSTRIA DO ALUMÍNIO NO BRASIL
Segundo ABAL, as primeiras referências brasileiras sobre o alumínio estão em
Ouro Preto, datadas em 1928, período pelo qual o Brasil, teve duas iniciativas para a
produção do alumínio: a Eletro-Química Brasileira S/A (Elquisa) em Ouro Preto-MG,
onde foi produzido o primeiro lingote alumínio no Brasil, em 1938, com apoio do
23
governo Vargas, e a Companhia Brasileira de Alumínio (CBA), em Mairinque-SP. No
entanto, apenas durante o período da Segunda Grande Guerra Mundial, em 1944, que a
produção da alumina brasileira tomou proporções industriais.
Em 1950, de acordo com ABAL, a ALCAN (Aluminium Limited Canadá) torna-se
a primeira multinacional a participar da economia brasileira, produzindo não apenas
alumínio primário, mas também, produtos transformados. Em 1986, o Brasil passa de
importador a ser um dos principais exportadores tornando-se o quinto produtor de
alumínio primário mundial.
A demanda do alumínio vem crescendo paulatinamente em diversos setores da
indústria, tomando lugar muitas vezes de materiais com uso já tradicional e consolidado
como o aço e o ferro fundido, devido às características de menor densidade e resistência
a corrosão que o alumínio apresenta.
O Brasil deixou de ser um produtor de alumínio primário e tem crescido como
reciclador deste metal, sobretudo devido aos altos custos de energia elétrica, principal
insumo necessário para a produção de alumínio primário. De acordo com ABAL, a
produção nacional de alumínio primário vem sofrendo forte queda na produção nacional
nos últimos anos conforme dados apresentados na Figura 4.
Figura 4 – Produção de alumínio primário no parque industrial brasileiro
Fonte: ABAL(2015).
24
De acordo com ABAL (2015), a capacidade nacional instalada para a produção
de alumínio primário apresenta um patamar de estagnação nesse setor, visto que para a
realização de expansão deste setor da indústria seriam necessários grandes
investimentos e uma significativa redução no custo de energia elétrica para tornar a
produção de alumínio primário competitiva quando comparada ao cenário de produção
de alumínio reciclado.
Em contrapartida, ainda de acordo com a ABAL (2015), a indústria brasileira
encontra-se bem posicionada com relação à reciclagem de latas, conquistando
patamares expressivos no cenário internacional, ocupando em 2013 a 8ª posição em
reciclagem de sucata de alumínio e conquistando em 2014 a primeira posição dos países
que mais reciclam alumínio no mundo a partir de latas, superando inclusive países
desenvolvidos como o Japão e os Estados Unidos.
É importante ainda ressaltar que a fabricação de alumínio a partir da reciclagem
torna-se uma vantagem bastante competitiva no mercado, visto que há uma redução dos
custos de energia elétrica em torno de 95%. Além disso, de acordo com HYDRO
(2013), o alumínio pode ser infinitamente reciclado, sem que ocorra perdas de suas
propriedades, tornando-o mais eficiente quando comparado com outros materiais.
2.3 ALUMÍNIO E SUAS LIGAS
Existem inúmeras ligas de alumínio e estas são classificadas, tradicionalmente
pela Aluminum Association – AA, apresentando quatro dígitos (XXXX). O primeiro
número é relacionado com o elemento de liga principal, o segundo número indica os
limitantes de pureza, e os dois últimos identificam a liga.
No Quadro 1, é apresentado de forma resumida a caracterização das ligas de
alumínio em função do principal elemento de liga.
25
Quadro 1 – Designação de ligas de alumínio e principais propriedades
Tipo de
liga
(XXXX)
Elemento de liga
principal
Propriedades
1XXX Pureza acima de
99,00% de Al
Excelente resistência a Corrosão
Alta condutividade térmica e elétrica
Baixa resistência mecânica
Boa trabalhabilidade
2XXX Cobre Necessita de trabalho térmico para melhora
das propriedades
Semelhança de propriedades mecânicas ao
aço de baixo carbono
Baixa resistência a corrosão
3XXX Manganês Não é tratável termicamente
Excelente trabalhabilidade
Possui resistência mecânica 20% melhor do
que o grupo 1XXX
4XXX Silício Não tratável termicamente
Boa trabalhabilidade
5XXX Magnésio Excelente resistência a corrosão
Não tratável termicamente
De moderada a alta resistência mecânica
6XXX Magnésio e Silício Boa soldabilidade
Boa maleabilidade
Boa resistência a corrosão
7XXX Zinco Excelente resistência mecânica
8XXX Outros elementos ---------------
9XXX Não Usado ---------------
Fonte: Adaptado de Ferrari (2008).
26
2.3.1 A série 5XXX
A crescente demanda por materiais aptos para substituírem o aço na indústria em
geral, visando soluções para redução de peso, redução de consumo de combustíveis,
adequação à segurança, resistência à corrosão entre outras propriedades, o alumínio tem
se mostrado uma alternativa eficiente para cumprir esse papel.
De acordo com ASM Handbook (1992), a liga AA5182 apresenta uso típico para
fechamento de containers, corpo de painéis automotivo e partes de reforços e suportes
automotivos.
Segundo Zangrandi (2008), ligas do grupo 5XXX apresentam uma grande
diversidade de aplicações, tais como assessórios decorativos, componentes de
refrigeração, casco de barcos, componentes veiculares, vasos de pressão, tampas de
latas para bebidas entre outras aplicações.
Por apresentarem equilíbrio entre a baixa densidade e a boa resistência à corrosão,
ligas de alumínio-magnésio têm sido frequentemente utilizadas na indústria de
transportes, além de ser um material utilizado frequentemente em ambientes marinhos,
como por exemplo em navios de guerra e vasos de pressão (HUANG et al., 2016;
SCOTTO D’ANTUONO et al., 2014).
Para Engler et al. (2013), a maioria das aplicações são estruturais, e necessitam de
chapas com boa conformabilidade, no entanto, se essas chapas forem processadas sob
condições inadequadas, em parte do material poderá ser observado grãos altamente
alongados misturados com grãos equiaxiais pequenos, que poderá comprometer a
conformabilidade do material. Ainda de acordo com Engler et al.(2013), essa mistura
de grãos diferentes poderá ser adequada com a realização de um ciclo de
homogeneização apropriado e facilitar a recristalização após a laminação do material.
As ligas binárias de alumínio-magnésio são uma importante classe de ligas não-
tratáveis termicamente. As ligas da série 5XXX são um grupo importante das ligas de
alumínio que apresentam de 0,8 a 5% em teor de magnésio que é o principal elemento
de liga. Embora o magnésio apresente uma solubilidade sólida substancial no alumínio
sólido, ligas binárias não apresentam apreciável característica de endurecimento por
27
precipitação quando apresenta concentrações abaixo de 7% de magnésio. No entanto,
são dúcteis quando recozidas, ou apresentam um apreciável endurecimento quando
trabalhadas a frio, além disso, possuem alta soldabilidade e excelente resistência à
corrosão (CHUMSKY, 2003; HATCH, 1984).
As propriedades mecânicas das ligas Al-Mg são decisivas para suas aplicações em
engenharia e na maior parte são baseadas no fortalecimento da sua solução sólida. No
entanto, as altas concentrações de magnésio na solução sólida supersaturada é
metaestável em relação a precipitados de beta (Mg2 Al3) de maneira que há instabilidade
da microestrutura. Portanto, das propriedades mecânicas, podendo se tornar um
problema. Por exemplo, se uma fase β é formada nos contornos de grãos, a resistência
contra a corrosão sob tensão é reduzida (GOLOVIN et al., 2013).
De acordo com Hatch (1984), em ligas de alumínio ricas em magnésio, a
temperatura eutética é 450°C e a concentração de magnésio é de 35%. A fase de
equilíbrio com alumínio é usualmente dada por Mg2Al3 (37,3% de magnésio), embora
esta composição esteja fora dos limites de existência (34,8 a 37,1% de magnésio). A
fórmula Mg5Al8 (36% de magnésio) ajusta a composição da fase sólida e a maior parte
das estruturas propostas.
O magnésio se mantém em solução sólida no alumínio até 14,9%, após este
ponto ocorre sua precipitação. Após 35% de magnésio há a formação um composto
intermetálico (Mg2Al3). O magnésio possui uma grande solubilidade no alumínio e não
ocorre endurecimento por precipitação na composição abaixo de 7% de Mg. Quando
ocorre o processo de precipitação, é observado o aparecimento da fase β – Mg5Al8. A
solubilidade do magnésio na matriz de alumínio diminui, com a redução da temperatura
(BRADY e CLAUSER, 1991).
É importante perceber, segundo Hatch (1984), que as ligas da série 5XXX
podem possuir estruturas instáveis como:
A fase β tem a tendência de precipitar em bandas de deslizamento e nos
contornos de grãos, quando ultrapassado 3-4% de Mg. A fase β precipita em
temperatura ambiente e é acelerada por um trabalho a frio consideravelmente
ou quando levemente aquecida;
28
As ligas endurecíveis podem sofrer amolecimento a temperaturas ambientes.
Este amolecimento é explicado em termos de processo de relaxação ou
precipitação da fase β nas bandas de deslizamento.
De acordo com Mondolfo (1976), ligas com teores de magnésio menores que 3%,
dificilmente apresentam a fase Mg5Al8.
Segundo Scotto D’Antuono et al. (2014), os mecanismos de crescimento e de
nucleação da fase β ainda não são totalmente compreendidos. A solidificação em
equilíbrio é obtida apenas sob taxas de resfriamento menores do que 5x10-6 °C/h. A
solidificação sob condições de não equilíbrio acarreta na retirada da fase β do núcleo
que contém baixo magnésio, entre 4 a 5% de magnésio. O Mg5Al8 é muito quebradiço
abaixo de 330 °C mas apresenta alguma plasticidade quando submetido a altas
temperaturas (HATCH, 1984).
Segundo Golovin et al.(2013), a influência de diferentes quantidades de
deformação plástica a frio na interação entre os tratamentos de recristalização,
recuperação e precipitação tem sido investigados embora, nenhum efeito de formação
na sequência de precipitação foi observada. Anomalias importantes originárias de
deformação plástica foram atribuídas a precipitação, recuperação ou dissolução, ou
ainda, referentes a interações de recristalização que dependem tanto do grau de
deformação quanto dos progressos alcançados na reação de precipitação/recuperação.
O precipitado β formado, é altamente anódico na matriz da liga alumínio-
magnésio e a formação de uma rede descontínua de contornos de grãos, com
precipitados da fase β, causa aos produtos grande susceptibilidade a corrosão. Quando
as ligas de Al-Mg são expostas à altas temperaturas, há o endurecimento de
precipitados, produzindo assim uma estrutura de contorno de grão descontínua e
reduzindo ou eliminando a susceptibilidade à corrosão. (HATCH, 1984).os 2s
A corrosão que ocorre nas ligas do grupo 5XXX é devido a grande sensibilização
que ocorre no metal no momento em que fica exposto à temperaturas que se apresentam
entre 50 à 400 ºC e por longos períodos de tempo, é um mecanismo caracterizado pela
nucleação e crescimento da fase β que pode se formar preferencialmente nos contornos
de grãos, causando assim a corrosão quando o material é solicitado sob tensão
(SCOTTO D’ANTUONO et al. 2014).
29
2.4 PROCESSO PRODUTIVO DO ALUMÍNIO
2.4.1 O alumínio primário
Segundo ABAL (2004), a bauxita é o principal minério de onde o alumínio é
extraído, presente em aproximadamente 8% da crosta terrestre.
O alumínio primário é extraído pelo processo eletrolítico e possui um elevado
grau de pureza que pode variar de 99,5 a 99,8%. Esse alumínio geralmente passa por
processos de refino para a remoção de impurezas e conseguir atender a determinadas
especificações, de acordo com a aplicação que apenas o metal puro pode atender
(ZANGRANDI, 2008).
De acordo com ABAL (2004), o processo Bayer é o mais usual para a obtenção da
alumina a partir da bauxita. Este processo tem como objetivo a obtenção do hidróxido
de alumínio, com o uso de uma solução cáustica sob altas temperaturas separando os
resíduos sólidos, seguido de um resfriamento da suspensão, realizando assim, a retirada
do hidróxido de alumínio da solução supersaturada. Há em seguida, a desidratação do
hidróxido restando apenas o óxido de alumínio ou alumina (Al2O3).
No processo seguinte, Hall-Héroult, a alumina obtida no processo Bayer é então
reduzida em alumínio primário sob altas temperaturas, através da reação de eletrólise
em uma cuba eletrolítica, onde há a fundição da alumina dissolvida em criolita através
de um ânodo, obtendo-se assim o alumínio líquido. Após a obtenção do alumínio
líquido com alto grau de pureza obtido pelo processo Hall-Héroult, este sofre refino
para remoção de impurezas ou há adição de elementos de liga, em função da aplicação
do material (ABAL,2004; ZANGRANDI, 2008).
2.4.2 O alumínio secundário: reciclagem
A crescente demanda por ações sustentáveis está alinhada com o aumento da
reciclagem de alumínio. O processo de reciclagem de alumínio utiliza menos do que 5%
da energia na qual é utilizada para a produção de alumínio primário (ABAL, 2004).
30
A indústria de reciclagem do alumínio vem se tornando uma das maiores forças
na indústria do alumínio, pelo fato de estar contribuindo na redução do consumo de
energia, além da redução dos níveis de extração de bauxita e consequentemente com a
diminuição de impactos ambientais gerados pela extração e tratamento da bauxita. A
indústria de secundário do alumínio vem se tornando uma alternativa exemplar para os
materiais recicláveis (CARVALHO, 2000).
Segundo a IAI (INTERNATIONAL ALUMINIUM INSTITUTE, 2012),
mercados consolidados como Estados Unidos, Europa e Japão já apresentam boa
disponibilidade de sucata no final de vida útil. Nesses mercados foi gerada uma
quantidade suficiente de sucata para desenvolver a indústria da reciclagem nos últimos
70 anos. Somando-se a isso, com o aumento do custo de energia devido a instabilidade
dos preços do petróleo, há uma forte tendência na diminuição da produção de alumínio
primário provocando assim o maior uso dos recursos tecnológicos da indústria
recicladora, como por exemplo, a compactação das latas de alumínio.
De acordo com ABAL (2004), a sucata de alumínio não deve ter incrustações de
outros metais, podendo assim, alcançar maiores valores comerciais, ou seja, quanto
menor a mistura das ligas, maior será seu valor comercial.
A reciclagem do alumínio inicia-se no recebimento do material pelo reciclador.
No caso de latas recicladas, – processo no qual a indústria brasileira é baseada – há um
processo de corte progressivo em pequenos fragmentos para a liberação de possíveis
contaminações. Após a fragmentação, há uma separação magnética seguida de uma
separação por filtro pneumático de materiais pesados. Segue-se então para o
peneiramento vibratório para a retirada de materiais finos e completando assim a etapa
de limpeza da sucata recebida (PIRES, 2002).
Em seguida, há a queima de tintas e vernizes existentes em latas, e
consequentemente a retirada e eliminação do revestimento, o que propicia o aumento da
eficiência de operação de reciclagem. Finalmente, há o envio para os fornos de fusão
estacionários. Então, o metal líquido gerado nesse processo estará apto para a adição de
elementos de liga, o tratamento de escória e o lingotamento de placas, que está
intimamente relacionada com aplicação final desejada do material (PIRES, 2002). O
fluxo do processo de reciclagem de latas é representado pela Figura 5.
31
Figura 5 – Ciclo de Reciclagem de latas.
Fonte: NOVELIS (2014).
2.4.3 Refusão e lingotamento de placas
Nesta etapa, há o recebimento das matérias-primas advindas dos processos de
descartes subsequentes e também do metal líquido recebido de processamento primário
ou reciclagem do alumínio, por meio de cadinhos (CHUMSKI, 2003).
Este processo consiste em (re)fundir todo o material recebido, juntamente com
anteligas para realizar a correção da composição química de acordo com a aplicação
final do material, existe a necessidade de que a sucata utilizada seja isenta de
contaminação para evitar a geração excessiva de escória (CHUMSKI, 2003; PIRES,
2002).
Após a correção da composição química, o metal é transferido para fornos de
tratamento de espera, onde são realizados uma série de processamentos para a retirada
de álcalis, hidrogênio e inclusões com a mínima quantidade de geração de escória
possível (PIRES, 2002).
32
Encerrado o processamento nos fornos de espera, o metal líquido é transferido
para iniciar então, o processo de lingotamento de placas. Neste momento, o alumínio é
enviado do forno, pela movimentação de cilindros hidráulicos, para um sistema de
tratamento em linha composto por um desgaseificador e um filtro, visando ainda a
remoção de álcalis, hidrogênio e inclusões que são residuais do processo anterior, a
partir de então, inicia-se o lingotamento de placas de alumínio.
Este processo é realizado de forma vertical, semicontínuo, composto por um
conjunto de moldes e sapatas que são fixados em um sistema hidráulico, que realiza a
movimentação controlada do sistema, é conhecido como processo Direct Chill, ou DC
apresentado na Figura 6.
Figura 6 – Representação do processo DC
Fonte: Adaptado de WOODWARD (1994).
Este processo apresenta uma automação bastante refinada, pois é necessário o
controle de nível e de fluxo do metal entrando nos moldes, controle do fluxo de vazão
de água necessária para a formação da casca sólida para manter o metal líquido no
interior da mesma, controlando assim, a taxa de resfriamento dos lingotes e permitindo
dessa maneira, o vazamento de placas de forma mais controlada como pode-se observar
na Figura 7.
33
Figura 7 – Vazamento de placa no processo DC
Fonte: The International Aluminium Institute (2012).
De acordo com Carvalho (2000), as vantagens do uso do processo DC são:
obtenção de ligas com granulação mais fina;
mínima segregação;
o uso de múltiplos moldes.
O processo DC realiza a produção de placas de acordo com a capacidade do poço,
da mesa e do conjunto de moldes e sapatas onde realizará o processamento, podendo
variar de uma única placa, até sete placas por basculamento do forno, na Figura 8 é
apresentado uma representação do processo produtivo com uma mesa de cinco placas.
O dimensional da placa produzida é impactado diretamente pelo dimensional do
molde utilizado para vazamento, onde há uma grande flexibilização de larguras e
espessuras de moldes, uma espessura média é de cerca de 550mm com larguras que
34
variam de 950mm a 2000mm. O comprimento das placas variam a partir de 2500mm a
7000mm limitados pela altura do poço do DC.
Figura 8 – Representação do processo produtivo da Refusão de placas de alumínio
Fonte: NOVELIS (2014).
2.4.4 Laminação a quente
Após o processo DC, a placa formada segue para etapas de conformação mecânica,
na laminação a quente, em seguida etapa laminação a frio, depois há o processamento
de corte lateral para alinhamento das voltas da bobina de alumínio, antes do seu envio
para clientes produtores de latas, por exemplo. Esse processamento, está representado
no fluxo da Figura 9.
35
Figura 9 – Fluxo de produção de chapas de alumínio
Fonte:NOVELIS (2014).
O processo de laminação a quente está dividido em três etapas de produção:
Fresamento: é a etapa onde há uma remoção da superfície bruta de fusão nas faces
de laminação da placa. Este estágio é necessário para que se remova a “casca
sólida” do processo DC na superfície de laminação.
Homogeneização: é o processo onde a placa é aquecida, acima da temperatura de
recristalização antes de ser enviada para a laminação a quente. Este processo é o
foco do presente trabalho e será visto em maiores detalhes no item 2.5.
Laminação a quente: neste estágio, ocorre o envio das placas homogeneizadas
para início do processamento termomecânico das mesmas. Este processamento
inicia-se no laminador quádruo reversível para desbaste das placas, transferindo
o material posteriormente para um laminador do tipo tandem de quatro cadeiras.
O produto final deste processo é uma bobina, que poderá ser laminada a frio ou
comercializada como laminado à quente (CHUMSKY, 2003).
36
2.4.5 Laminação a frio
Na laminação a frio as bobinas oriundas do processo a quente são submetidas a
maiores conformações mecânicas com o objetivo principal de aumentar a resistência
mecânica do alumínio.
As bobinas neste estágio podem ser enroladas em espessuras de 0,05mm, e
dependendo do tipo da liga, da propriedade desejada e de acordo com a aplicação final,
o material poderá ainda passar por tratamentos térmicos intermediários para adequação
de propriedades mecânicas (NOVELIS, 2014).
É possível ainda, realizar processamentos diversos, como por exemplo, cortes
para ajuste de largura, pintura da superfície com verniz entre outros processamentos,
antes de ser comercializado, atendendo assim as necessidades, limitações e exigências
de clientes.
2.5 HOMOGENEIZAÇÃO
Segundo Polmear (1997), depois das placas produzidas pelo processo DC é
geralmente necessário realizar a homogeneização das mesmas, no caso de ligas de
alumínio, realiza-se a homogeneização na faixa de temperatura entre 450 a 600°C.
A homogeneização é o processo onde há o aquecimento do material em
temperatura elevada, muito próxima ao ponto de fusão do alumínio. Essa elevação de
temperatura permite a difusão de determinados elementos de liga presentes no material,
e que estes, realizem uma migração adequando a dissolução e permitindo o equilíbrio da
microestrutura. Esta temperatura é mantida por algum tempo para que as fases
secundárias presentes no início do tratamento sejam diluídas (ALUTRAT, 2015).
A homogeneização é importante para os processos e tratamentos subsequentes,
pois os próximos tratamentos serão realizados com temperaturas inferiores e por maior
tempo para melhor controle do tamanho e quantidade de precipitados (ALUTRAT,
2015).
37
Essencialmente, a homogeneização envolve difusão dos elementos de liga a partir
dos contornos de grãos e outras regiões ricas em solutos para região central dos grãos.
(POLMEAR, 1997).
De acordo com Huang et al. (2016), a homogeneização é geralmente considerada
indispensável para muitos setores industriais, pois características microetruturais são
influenciadas pelas práticas de homogeneização e consequentemente podem afetar as
características de propriedades mecânicas de processamentos termomecânicos
subsequentes.
Durante o vazamento das placas de alumínio no processo DC, a superfície é
submetida a um resfriamento muito rápido de forma a produzir uma superfície com
maior dureza. Em contra partida, as regiões internas da placa são resfriadas muito
lentamente. Esta variação na taxa de solidificação produz uma microestrutura de fusão
não uniforme em toda a extensão do lingote e, com isso, não proporciona as
características necessárias no produto acabado.
Segundo Zangrandi (2008), a microestrutura bruta devido à solidificação das ligas
fundidas de alumínio é bastante heterogênea devido a estrutura dendrítica resultante da
solidificação do metal.
Durante a homogeneização, as placas de alumínio são aquecidas a temperaturas
próximas à 600°C – dependendo da liga –, e abaixo da temperatura de fusão (cerca de
50°C abaixo da temperatura de início de fusão), antes de serem laminadas, geralmente
há uma grande variação das temperaturas de homogeneização e são diretamente
relacionadas com o principal elemento de liga das placas.
Em altas temperaturas e baixas taxas de aquecimento, a operação de
homogeneização produz a energia e o tempo necessário que permite a mudança da
microestrutura para uma estrutura com tamanho e distribuição de várias partículas e
constituintes mais uniforme. (BROWN et al., 1996).
No processo de homogeneização os controles de taxa de aquecimento, a máxima
temperatura do forno alcançada, o tempo de encharque, a temperatura de transferência
da placa para a laminação, são variáveis importantes para:
38
Uniformização térmica das placas em toda sua extensão antes do processo
de laminação a quente;
Desenvolver a microestrutura necessária para atingir as propriedades
mecânicas finais, características dentro de padrões adequados de qualidade:
aparência, qualidade superficial (isenção de defeitos superfíciais, como por
exemplo furos e trincas);
Aumento da temperatura (aumento da ductibilidade) do material para
diminuição das cargas de laminação a quente;
Atingir a temperatura de laminação durante bobinamento (geralmente,
cerca de 300°C),visando a adequação de propriedades mecânicas ao final
do processo de laminação a quente.
É importante ressaltar, que também de acordo com Aghaie-Khafri e Mahmudi
(2005), a temperatura é a variável mais importante durante o tratamento de
homogeneização em ligas de alumínio, para garantir as características necessárias de
adequação de propriedades mecânicas necessárias.
Essas considerações, bem como o correto manuseio das placas antes e após o
enfornamento garantem a qualidade superficial do lingote, evitando assim danos,
contaminação nas superfícies a serem laminadas, furos, incrustações, delaminação
(lascamento), esfoliação, dentre outros.
Esse processo na indústria de alumínio, é comumente realizado em fornos do tipo
poço ou em fornos do tipo empurrador, para placas oriundas do processo DC. Nas
Figuras 10 e 11 são mostrados os fornos poço e empurrador respectivamente.
39
Figura 10 – Forno poço
Fonte: GAUTSCHI (2015).
Os fornos poço são constituídos essencialmente em duas partes: a região de
carregamento e a região de aquecimento. Possuem uma tampa que se desloca na sua
parte superior, permitindo assim abertura e o fechamento do forno. Este tipo de forno é
particularmente adequado para o aquecimento de peças longas como, por exemplo,
placas e tubos longos, pois permite um carregamento de forma a minimizar possíveis
empenos.
São fornos que possuem alta flexibilidade produtiva, devido à ampla possibilidade
de layouts de carregamentos e capacidade de peso, adaptados para a sua utilização.
Uma desvantagem deste tipo de forno é o contato com a atmosfera permitindo a
formação de óxidos na superfície das peças que estão sendo aquecidas. Outra
desvantagem é a não recomendação do uso deste tipo de forno para tratamento de
precipitação quando aplicadas a grandes carregamentos devido à dificuldade
operacional para esse tipo de processo.
O forno do tipo empurrador tem como principal mecanismo empurrar o material
por bandejas cerâmicas sobre trilhos por dentro do forno, de forma sucessiva adequando
o tempo e a temperatura de ciclo de homogeneização de um dado material.
40
São fornos com grande capacidade produtiva como pode ser visto na Figura 11, e
bastante versáteis uma vez que, promovem alta produtividade com mínima deformação
nas peças inseridas durante seu processamento. Permitem também, o carregamento de
diferentes processos ao mesmo tempo, flexibilizando assim a produção quando
necessário. Esses fornos são de longe os mais utilizados na indústria do alumínio no que
diz respeito à utilização para homogeneização de placas do processo DC.
Figura 11 – Forno empurrador
Fonte: EBNER (2015).
Os elementos de liga são significativamente afetados pela homogeneização, e no
caso do alumínio os principais elementos de liga, ou anteligas do alumínio, são: ferro,
silício, magnésio e especialmente o manganês, este último demora muito mais tempo
para mudanças na matriz de alumínio do que os demais elementos de liga.
A temperatura nominal do tratamento é determinada pela composição química em
questão, ligas com alta resistência necessitam de controles de temperatura mais precisos.
Deve-se evitar exceder a temperatura inicial eutética de fusão, caso isso ocorra, as
propriedades mecânicas tais como: resistência à ruptura, ductilidade, tenacidade, entre
outras, serão afetadas impossibilitando o uso do material.
41
Embora a temperatura máxima deva ser evitada, a faixa de temperatura mínima
para homogeneização da liga (para ligas de alto magnésio, acima de 420°C), sempre que
possível, deve ser atingido para ocorrer a solubilização completa: acima da linha solvus
e abaixo da linha solidus, estas linhas estão identificadas no diagrama de fases na Figura
12.
Figura 12 – Diagrama de fases genérico.
Fonte: Adaptado de FRIEDLI (2012).
Nos sistemas ternários e quartenários mais complexos, os tratamentos de solução
sólida são modificados de acordo com o efeito dos elementos de liga sobre a
solubilidade sólida do sistema base (IAI,1991).
De acordo com Polmear (1997), tempo necessário para realizar a homogeneização
depende de tamanho para realizar a difusão, tamanho de grão (ou espaçamento de braço
dendrítico) e taxas de difusão de elementos de liga. Ainda segundo Polmear (1997), a
homogeneização é particularmente importante para ligas de alta resistência, para
precipitar e redistribuir soluto e compostos intermetálicos na matriz.
42
2.6 HOMOGENEIZAÇÃO DA LIGA AA5182
Como citado anteriormente, a homogeneização é um processo onde o material é
submetido à elevadas temperaturas com o objetivo de proporcionar ao material fundido
equilíbrio em sua microestrutura, em função da difusão e da solubilidade dos elementos
de liga, além de reduzir a microsegregação do soluto.
Durante a solidificação da liga AA5182 a microestrutura do material é formada
por uma matriz de alumínio com as seguintes fases: Al6(Fe,Mn) e Mg2Si. (RATCHEV
et al., 1995).
Na região da segregação inversa, além das fases Al6(Fe,Mn) e Mg2Si existe
também a fase Mg5Al8. Esta fase beta Al-Mg tem uma pequena e finita variação de
composição química, próxima de 39% de Mg e está presente na microestrutura de fusão
através da segregação no vazamento (SARTORI e SILVA, 2007).
Segundo Brown et al. (1996), a dissolução da fase Mg5Al8 ocorre em
temperaturas ao redor de 400 e 420°C. No entanto, para a realização da laminação a
quente, esse material chega a atingir temperaturas superiores à 500 °C.
De acordo com Engler et al. (2013) está bem estabelecido que um tipo de
homogeneização adequada pode facilitar amplamente a recristalização da chapa de
alumínio. Ciclos de homogeneização com prática de duas fases modificadas foram
propostas neste trabalho, assim como realizado por Engler et al. (2013).
O primeiro alumínio que se forma durante a solidificação possui baixo teor de
magnésio, influenciando assim, a composição mássica do último alumínio líquido a se
solidificar, rico em magnésio e ao se solidificar em forma precipitado de Mg5Al8. A
rejeição do magnésio dentro do início da fase líquida, aumenta a concentração do
magnésio na última parcela do material ao se solidificar (BROWN et al., 1996).
De acordo com Brown et al. (1996), três fenômenos ocorrem enquanto a placa é
aquecida:
Mg5Al8 é dissolvido na matriz de alumínio em temperaturas abaixo de 450°C. A
taxa de dissolução aumenta com a temperatura e é mais rápida na região entre
400 a 450°C;
43
A exsudação ocorre em 450°C (ou ligeiramente acima dessa temperatura). Se
isso ocorrer no interior da placa, é provável que isso não seja um problema,
porém, caso ocorra próximo a superfície, ocorre uma expansão volumétrica na
fusão e o magnésio é oxidado;
Se há a presença de líquido não oxidado presente, mas aquecido acima de 450°C,
dois fatos ocorrem:
• Faixas de líquido com aumento da composição ‘liquidus’ e fração
volumétrica de Mg contendo líquido diminui.
• Mg continua a se dissolver dentro da matriz CFC até que o líquido se
consuma.
De acordo com ASTM (2004), as partículas de segunda fase possuem baixo
ponto de fusão, conforme elucidado no Quadro 2.
Quadro 2 – Temperaturas de fusão dos precipitados de segunda fase.
Precipitado Temperatura de Fusão (°C)
Mg5Al8 450°C
Mg2Si 458°C
Al6(Fe,Mn) 650°C
Fonte: Adaptado de ASTM (2004).
2.7 TÉCNICAS DE OBSERVAÇÃO
2.7.1 Microscopia
De acordo com Padilha (1997), para uma possível caracterização de mudança de
fases e microestruturas de um material é possível o uso de microscópio óptico,
microscópio de transmissão eletrônica, microscópio de varredura eletrônica dentre
outras técnicas para caracterização do material analisado.
Apesar das numerosas ferramentas desenvolvidas, o microscópio óptico é um
instrumento ainda de extrema importância na observação de estruturas da matéria não
visíveis a olho nu.
44
O microscópio óptico tem inúmeras possibilidades de aplicações, dentre elas a
mais importante é a possibilidade de identificação de fases existentes. Estas fases são
determinantes para o melhor entendimento das características mecânicas, bem como
outras propriedades do material.
Para a melhor observação no microscópio óptico torna-se necessário uma boa
preparação da superfície a ser observada. Além de um bom preparo da amostra, a
iluminação correta no microscópio óptico é também uma importante ferramenta no
estudo de microscopia.
As técnicas de microscopia produzem imagens que permitem visualizar detalhes
do material sob estudo, facilitando o entendimento da natureza do material estudado.
Dentre as técnicas de microscopia, destaca-se a microscopia eletrônica de
varredura (MEV), na qual destaca-se pela grande versatilidade de uso para observação
de características microestruturais de objetos sólidos, nas mais diversas áreas do saber
humano (DEDAVID et al., 2007).
Ainda segundo Dedavid et al.(2007), o MEV permite que o exame em pequenos
aumentos e com grande profundidade de foco, complementem a análise óptica
permitindo assim, um melhor entendimento da estrutura analisada.
2.7.2 Metalografia
De acordo com ASTM (2004), a metalografia é uma ciência que examina e
determina a estrutura fundamental ou parte dela e os constituintes metálicos, ligas e
materiais. A metalografia examina a estrutura e a relaciona com as propriedades físicas,
com o processo de produção e o desempenho das funções do material, através de
aumentos realizados por microscópios, e também pode avaliar a estrutura cristalina do
material com técnicas de difração de raio x.
A metalografia consiste na preparação de amostras para exame em microscópio e
estudo de microestrutura em relação às propriedades físicas e mecânicas de um
determinado material. Segundo ASTM (1995), existem dois tipos de metalografia: a de
pesquisa metalográfica – que geralmente é mais sofisticada –, e a metalografia de
45
controle de qualidade – que é a mais utilizada nas indústrias para responder a questões
de controle de processamentos e qualidade do produto final.
As ligas de alumínio possuem uma grande quantidade de composições químicas e
formas de produtos que podem ser fabricados por praticamente todas as técnicas de
metalurgia disponíveis, bem como processos de fundição convencionais. Formas
manufaturadas de ligas de alumínio e alumínio puro podem ser encontradas em
produtos laminados. Por exemplo folhas, chapas, tiras, barras entre outras formas
estruturais e formas de engenharia para aplicações específicas produzidos por extrusão,
forjamento, estampagem, metalurgia do pó entre outros meios de fabricação.
A preparação metalográfica do alumínio e suas ligas podem variar
consideravelmente devido à grande quantidade de produtos químicos, as composições e
durezas resultantes. As ligas mais moles geralmente são mais difíceis de preparar para a
análise metalográfica, principalmente nos processos mecânicos de polimento porque:
A deformação causada pelo corte e lixamento estende-se a uma maior
profundidade, deixando a amostra mais susceptível à danos de manuseio;
A incorporação de partículas abrasivas no metal durante o polimento é
mais provável, principalmente que tais partículas apresentarem
compatibilidade química, como por exemplo, abrasivos que apresentem
alumina em sua composição;
Em contrapartida, as ligas que apresentam maiores durezas, apresentam maior
facilidade no preparo da amostra. No entanto, ligas duras costumam apresentar uma
complexidade na análise muito superior às amostras de liga mole. Desta maneira, os
procedimentos para a coleta de amostras e preparação devem considerar as propriedades
específicas, tais como a maior diferença na dureza entre a matriz e outros constituintes
de fase em temperatura relativamente mais baixa em processos de precipitação no
estado sólido.
Segundo ASTM (2004), a interpretação de microestruturas de liga de alumínio
requer uma compreensão das diferentes formas morfológicas e a presença simultânea de
constituintes estável e metaestável, compostos isomorfos, e matrizes de soluções sólidas
contínuas diferentes.
46
Na Figura 13, pode ser observado estruturas típicas presentes nas ligas de
alumínio-magnésio comerciais, dentre as quais mais facilmente visualizadas são Al3Fe e
o Mg2Si (escrita chinesa).
Figura 13 – Microestrutura Al3Fe (em cinza) e Mg2Si (em preto). Ataque HF
0,5%.
Adaptado de ASTM (2004).
47
3 MATERIAIS E MÉTODOS
3.1 MATERIAIS
No presente estudo fez-se uso de amostras fundidas no processo DC da liga
AA5182, fornecida pela Novelis do Brasil Ltda. (Pindamonhangaba – SP). Foram
retiradas amostras de placas da liga AA5182 vazadas pelo processo DC, similar ao
representado nas Figuras 14a e 14b.
Figura 14 – Representação esquemática de uma placa do processo DC. a) desenho
esquemático do vazamento de placas e b) placa de alumínio sendo retirada do poço DC.
Fonte: Adaptado de PATROCINIO, P. (2011) e TMS (2015).
A composição química típica do material utilizado é apresentada no Quadro 3.
Quadro 3 – Composição química da liga AA5182 utilizada neste estudo.
Elemento de
liga
Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti
% Peso 0,2 0,35 0,15 0,20-0,50 4,0-5,0 0,1 0,25 0,1
Fonte: ABNT NBR 6834:2006
48
3.2 MÉTODOS
Com o uso de uma serra circular portátil nas regiões de início e final de
vazamento do processamento DC, foram retiradas amostras de placa, conforme
identificado na representação da Figura 15.
Figura 15 – Representação da região de retirada de amostra na placa – em vermelho.
Fonte: Autoria própria.
Essas amostras têm um dimensional de aproximadamente 250x250x250mm.
Para a realização dos ensaios subsequentes, foi necessário a redução de dimensional
dessas amostras, para amostras com aproximadamente 20x20x35mm de dimensional.
Em seguida, foi realizado um mapeamento do teor de magnésio de cada amostra,
utilizando-se um torno horizontal Diplomat modelo Mascote 3001, realizando um
faceamento a cada 0,5mm de profundidade a partir da camada bruta, da superfície mais
externa, e em seguida submetendo a amostra à análise em um espectrômetro de emissão
ótica ARL modelo 4460, utilizando um eletrodo de tungstênio em atmosfera de argônio
de acordo com a norma ASTM E 1251- 99, até a profundidade de 20 mm da superfície.
Esse mapeamento, se deu para efeito de análise comparativa com os limites da
liga utilizada, onde é possível perceber se há a influência da etapa de vazamento do
49
processo DC. As curvas de mapeamento do teor de magnésio estão apresentadas no
Capítulo 4.
Após o mapeamento do magnésio ao longo da profundidade e assim definindo a
condição mais crítica (com maior teor de magnésio), utilizou-se amostras, como
apresentada na Figura 16, para simular o ciclo de homogeneização original, e outros três
testes como propostas de novos ciclos para comparar o comportamento da
microestrutura de acordo com a variação do ciclo em relação ao ciclo original
observado na Figura 17.
Figura 16 – Amostra utilizada para simulação dos ciclos no forno.
Fonte: Autoria própria
Figura 17 – Amostras como fundida, ciclo original (1), sugestões dos testes (2, 3 e 4).
Fonte: Autoria própria
50
As amostras submetidas aos testes em forno, estão com dimensionais de
aproximadamente 250x250x250mm.
Para a realização do estudo comparativo, utilizou-se um forno industrial KR de
laboratórios por aquecimento elétrico, com controlador de temperatura digital com
máxima temperatura de trabalho igual à 750°C e pirômetro com leitor digital do tipo K
em fio.
A homogeneização, foi realizada de forma separada para cada amostra para um
melhor acompanhamento do aquecimento do material.
Após o aquecimento, as amostras foram retiradas do forno, resfriadas em água
em temperatura ambiente (cerca de 23ºC). Também posteriormente ao tratamento de
homogeneização, as amostras foram serradas em serra do tipo fita para amostras
menores, sem a necessidade de realização de embutimento, seguido de lixamento
manual, sequencial com granas 200, 400 e 600 respectivamente, todas de SiC (Carbeto
de Silício) e com água utilizada como refrigerante.
Após o lixamento, realizou-se o polimento das amostras com pasta diamantada
4µm, e como refrigerante etilenoglicol em um pano “Texmet” (Buehler) com carga de
3500g por um tempo de 20 minutos e óxido de magnésio, em máquina de polimento
manual Panambra DP 9U, realizado na Novelis de Pindamonhangaba.
Figura 18 – Máquina de polimento manual.
Fonte: Autoria Própria
51
Após o polimento, as amostras foram atacadas com reagente de Poultons, H3PO4,
com 40% de concentração à temperatura ambiente por cinco minutos.
Para facilitar a análise da microestrutura do material, as amostras foram
submetidas a um ataque eletrolítico em uma solução de ácido fluorbórico (HBF4) à 5,4%
em água destilada, com corrente contínua e agitador magnético com corrente de 1,5A e
uma tensão de 20V durante 3 minutos em temperatura ambiente. Durante a realização
do ataque eletrolítico, a solução foi mantida em agitação e fez-se uso de um disco de
alumínio comercialmente puro como cátodo.
As amostras foram submetidas à análise em microscópio óptico com luz
polarizada. Para a realização da captura das imagens fez-se uso de um microscópio
óptico Nikon, modelo eclipse ME600 associado a um analisador de imagens integrado,
também realizado na Novelis Pindamonhangaba.
Figura 19 – Microscópio ótico integrado ao software de análise de imagens.
Fonte: Autoria própria
Além da microscopia ótica, as amostras também foram submetidas à análise de
MEV para caracterização dos particulados presentes nas amostras de forma a
complementar a interpretação dos resultados obtidos com a microscopia ótica. Para a
realização dessa observação utilizou-se um microscópio eletrônico de varredura Quanta
450 FEI, com canhão de emissão por efeito de campo, com um detector de raios X por
espectroscopia por energia dispersiva (EDS) além de detector de elétrons secundários
(SE), apresentado na Figura 20.
52
Figura 20 - Microscópio de varredura eletrônica
Fonte: Autoria própria
53
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES
De acordo com Engler et al. (2013), a maior parte das aplicações estruturais
exigem que as chapas tenham uma boa conformabilidade. Contudo, sobre uma condição
inapropriada de processamento, em significantes porções do material são observados
grãos consistentemente grandes e alongados na direção de laminação, misturados com
outras porções de grãos equiaxiais. Estruturas parcialmente recristalizadas são causadas
por alto teor de manganês contido na liga e indesejáveis efeitos adversos de ductilidade
e formabilidade são ocasionados por isso.
De acordo com Jiang et al. (2013), há uma significativa segregação dendrítica que
ocorre na liga como fundida, e muitos elementos de liga acabam enriquecendo o
contorno de grão. Jiang et al. (2013) ressalta ainda que, aumentando a temperatura de
homogeneização ou prolongando o tempo de espera, fases residuais são dissolvidas na
matriz gradualmente, conseguindo tornar a distribuição de todos os elementos ainda
mais homogênea.
Primeiramente foram realizadas as curvas de concentração com relação ao teor
de magnésio, conforme apresentado nos Gráfico 3 e Gráfico 4, nas amostras das regiões
de início e fim de vazamento, com o intuito de determinar a região da placa que
apresente maior concentração de magnésio, e consequentemente, seja a região a ser
observada. Nominalmente, é sabido que o teor de magnésio para esta liga pode variar de
4,0 a 5,0% de magnésio, ABNT NBR 6834:2006.
Para a determinação da região com maior concentração de magnésio, foi
realizado um torneamento a cada 0,5 mm, numa profundidade total de 20 mm, a partir
da superfície de laminação, simulando um processamento de fresamento e realizando a
espectroscopia a cada passe usinado, para determinação da concentração de magnésio
de acordo com a profundidade de corte. O material analisado é oriundo do processo DC,
sem nenhum tratamento térmico.
54
Gráfico 3: Teor de magnésio em relação à profundidade, região de início de vazamento.
Fonte: Autoria própria
Gráfico 4: Teor de magnésio em relação à profundidade, região de final de vazamento.
Fonte: Autoria própria
Comparando os Gráficos 3 e 4, é notório que a estabilização do teor de magnésio
se dá de forma mais homogênea na região de final de vazamento, que em apenas 1 mm
de profundidade já alcança o valor nominal da liga, com pouca variação do mesmo. Em
contrapartida, o início de vazamento apresenta maior variabilidade com relação à
concentração do percentual de magnésio, apresentando estabilização deste, apenas após
8 mm de profundidade, ainda assim, abaixo do percentual mínimo definido pela norma.
3
3,5
4
4,5
5
5,5
6
6,5
7
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22
%
d
e
M
g
Profundidade [mm]
Amostra A - Início de vazamento
3
3,5
4
4,5
5
5,5
6
6,5
7
7,5
8
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20
%
d
e
M
g
Profundidade [mm]
Amostra B - Final de vazamento
55
Portanto, para a realização do presente estudo, foram utilizadas amostras de
início de vazamento do processo DC.
Na Figura 17, apresenta-se as amostras retiradas da região de início de
vazamento do processo DC: uma amostra como fundida (sem numeração), amostra
simulando o ciclo original (1) e as sugestões de novos ciclos (2, 3 e 4), que foram
utilizadas para a realização do presente trabalho.
No Quadro 2, foram apresentados os principais precipitados que estão presentes
na liga AA5182 e seus respectivos pontos de fusão, na Figura 21, estes precipitados
estão identificados na região de segregação inversa, na amostra como fundida (sem
nenhum tipo de homogeneização).
Figura 21 – Principais precipitados da liga AA5182. Aumento 50x, escala 200 µm.
Fonte: Autoria própria.
Na Figura 22, pode-se observar a imagem dos principais precipitados da liga
AA5182, onde A é o precipitado de Fe-Mn, B é o precipitado de Mg2Si e C é o
precipitado Mg5Al8. Nas Figuras 23, 24 e 25, são apresentados os espectros indicados
pelo MEV.
56
Figura 22 – Imagem no MEV, amostra como fundida. Aumento 1060x, 100um, elétrons
secundários.
Fonte: Autoria própria.
Figura 23 – Espectro do precipitado Fe-Mn (A).
Fonte: Autoria própria.
A
B
C
57
Figura 24 – Espectro do precipitado Mg2Si (B).
Fonte: Autoria própria.
Figura 25 – Espectro do precipitado Mg5Al8 (C)
Fonte: Autoria própria.
Realizado observação com microscopia ótica da superfície do metal na região de
início de vazamento, Figura 26, sem qualquer tipo de tratamento térmico, para
observação da presença de precipitados presentes em relação à superfície. Como é
possível observar, em toda a extensão da amostra, a presença da fase β.
58
Figura 26 – Fotomontagem da superfície do metal como fundido. Aumento 50x, escala
200µm.
Fonte: Autoria própria.
Na Figura 27 , foi realizado uma ampliação de 100x, onde é possível observar
com maior detalhamento os precipitados Mg5Al8, em baixo relevo e Mg2Si, “escrita
chinesa”.
59
Figura 27 - Metal como fundido, Mg5Al8 e Mg2Si. Aumento 100x, escala 100µm.
Fonte: Autoria própria.
Foi realizado o enfornamento da amostra no ciclo original, como pode ser
observado no Gráfico 5, para ser tomado como base com relação ao tempo e à
temperatura originais. Em seguida, também foi realizado a observação do metal
submetido ao enfornamento do ciclo original, sob microscopia ótica, onde é
apresentado nas Figuras 28 e 29.
A taxa de aquecimento do ciclo original é de cerca de 46°C/h, para as primeiras
9 horas de ciclo.
60
Gráfico 5 – Ciclo de homogeneização original.
Fonte: Autoria própria.
Figura 28 – Fotomontagem da superfície do metal após homogeneização no ciclo
original. Aumento 50x, escala 200µm.
Fonte: Autoria própria
61
Figura 29 – Precipitado Mg5Al8, a 2,5mm da superfície de laminação. Aumento 500x
escala 20 µm.
Fonte: Autoria própria
É observado na Figura 28, que há presença da fase beta é dificilmente percebida
quanto maior for a distância da superfície de laminação. Muito nitidamente percebe-se
apenas as fases Mg2Si e Fe-Mn. No entanto, apenas com um aumento 10 vezes maior é
observada a presença de Mg5Al8, na superfície da amostra, conforme apresentado na
Figura 29. Portanto, para uma possível substituição de um novo ciclo de
homogeneização é necessário que a superfície apresente característica similar ao
encontrado nesse ciclo.
No teste 1, foi realizado o patamar de aquecimento logo acima da temperatura
de fusão de Mg5Al8 e Mg2Si. A taxa de aquecimento do ciclo no teste 1 é de cerca de
50°C/h, para as primeiras 9 horas de ciclo. O resultado deste ciclo é apresentado no
Gráfico 6.
62
Gráfico 6 – Comparativo ciclo de homogeneização original e teste 1.
Fonte: Autoria própria.
No teste 1, obteve-se um ciclo de 19 horas o que significa um ganho de 7 horas
com relação ao ciclo original. No entanto, como é possível observar, na Figura 30 , que
há o aparecimento de pequenos pontos de exsudação na superfície do metal (MgO), mas
também não apresenta porções significantes onde exista Mg5Al8 de forma tão nítida
como é observado na Figura 31.
63
Figura 30 – Amostra do teste 1 após forno, com aparecimento de exsudação na
superfície.
Fonte: Autoria própria.
Figura 31 – Fotomontagem da superfície do teste 1. Aumento 50x, escala 200 µm.
Fonte: Autoria própria.
Para a realização do teste 2, foi utilizado um primeiro patamar de aquecimento
abaixo da temperatura de fusão do Mg5Al8 e Mg2Si. Este teste apresentou um ciclo de
24 horas de duração como apresentado no Gráfico 7 e a taxa de aquecimento do ciclo no
teste 2 é de cerca de 46°C/h, para as primeiras 9 horas de ciclo.
64
Gráfico 7- Comparativo ciclo de homogeneização original e teste 2.
Fonte: Autoria própria.
Neste caso, não houve um aparecimento significativo de exsudação na superfície
da amostra, como pode ser observado na Figura 32.
Figura 32 - Amostra do teste 2 após forno, sem aparecimento significativo de exsudação
na superfície.
Fonte: Autoria própria.
65
No teste 2, o patamar de aquecimento mais baixo propiciou ainda o
aparecimento da fase β em todo o comprimento da amostra, além de apresentar
exsudação na superfície do metal, porém, em intensidade bastante inferior ao teste 1
como pode ser observado nas Figuras 32 e 33.
Figura 33 – Fotomontagem da superfície do teste 2. Aumento 50x, escala 200 µm
Fonte: Autoria própria.
Para a realização do teste 3 foi utilizado o aquecimento continuo até a
temperatura de laminação. Sem patamar intermediário de aquecimento onde a taxa de
aquecimento deste ciclo chegou à quase 60°C/h para as mesmas 9 horas de aquecimento
do ciclo.
Gráfico 8 - Comparativo ciclo de homogeneização original e teste 3
Fonte: Autoria própria.
66
Neste teste 3, há uma significante redução de tempo de ciclo, pois o ciclo foi
realizado com redução 10 horas do ciclo original como é possível observar no Gráfico 8.
Em contrapartida, apesar da significativa redução de tempo de ciclo de homogeneização,
há uma exsudação excessiva na superfície quando comparamos com os demais ciclos,
como é observado nas Figuras 34 e 35.
Figura 34 – Amostra do teste 3 após forno, com aparecimento excessivo de exsudação
na superfície.
Fonte: Autoria própria.
Na Figura 35, nota-se ainda que há duas regiões muito distintas na
fotomontagem do teste 3 que não foi observado nos demais testes. Uma região onde há
a presença de muitas regiões escuras e outra região com aspecto praticamente, isento de
precipitados.
Exsudação
67
Figura 35 - Fotomontagem da superfície do teste 3. Aumento 50x, escala 200 µm
Fonte: Autoria própria.
Assim como Bronw et al.,1996, foi necessário analisar com cuidado os resultados
obtidos para ser evitado o aparecimento do defeito de linha preta, oriundo da oxidação
de precipitados de magnésio.
Percebeu-se que a relação entre tempo e temperatura de homogeneização do ciclo
impacta diretamente na característica da superfície do material. Além disso, é notória a
diferença entre a superfície fundida e as superfícies que foram tratadas, onde o
aparecimento da fase beta na região do contorno de grão deixa de ser grosseira.
Notou-se que quando a taxa de aquecimento é mais rápida, nota-se o forte
aparecimento da exsudação da fase beta na superfície, como observado nos resultados
dos testes 1 e 3. Apesar do teste 1 ser mais lento do que o teste 3, a temperatura onde há
um “degrau” no início do aquecimento deu-se acima da temperatura de fusão dos
precipitados de magnésio, desta forma, os testes 1 e 3, não proporcionaram tempo
suficiente para que os precipitados de magnésio pudessem se movimentar dentro da
matriz sem que houvesse a liquação dos mesmos.
A opção por realizar este ciclo com um patamar de temperatura acima da
temperatura de fusão dos precipitados de magnésio, deu-se para melhorar e facilitar a
análise do resultado obtido com o ciclo realizado no teste 2, desta forma seria possível a
observação do comportamento dos mesmos precipitados sob condições de tempo e
temperatura diferentes.
Região com forte exsudação Região sem exsudação
68
5 CONCLUSÕES
O presente trabalho, teve como principal objetivo apresentar uma solução viável
para a redução do tempo de homogeneização de placas de alumínio da liga AA5182,
sem apresentar perdas de qualidade superficial no processamento de chapas de alumínio.
Ressaltando ainda que no escopo desse projeto focou-se apenas na realização de
análises metalográficas após simulações de ciclos de homogeneização bem como
observações na superfície do metal amostrado, delimitando assim as condições de
estudo deste, sem a realização de estudos mais aprofundados nos processos
subsequentes de laminação.
Para que seja evitado o aparecimento de defeitos superficiais que possam
prejudicar a qualidade ou performance do metal, bem como evitar problemas estéticos
durante as etapas subsequentes de processamento, foi necessário a verificação da
ocorrência de óxidos na superfície da amostra. Neste caso, para os testes 1 e 3 ficou
evidenciado um aparecimento de exsudação significativa nas superfícies destes testes,
onde é possível observar a ocorrência de tais óxidos tanto a olho nu, como sob
observação microscópica, visualizado nas Figuras 30, 31, 34 e 35, inviabilizando assim,
a substituição do ciclo atual por qualquer um desses dois ciclos.
Entretanto, ocorrendo um aumento significativo no tempo de espera, a realização
da mudança de ciclo torna-se incoerente para uma possível otimização de ciclo. Em
contrapartida, o aumento de temperatura, pode tornar-se uma ação complexa, devido ao
baixo ponto de fusão da liga AA5182, que inicia-se em torno de 550°C.
Vale ainda destacar que, para a realização do presente estudo, a simulação de ciclo
foi focada em processamento de homogeneização similar ao funcionamento de um
forno poço.
Observa-se assim, que o ciclo sugerido 2 apresentou melhor performance entre os
ciclos de homogeneização sugeridos, pois apresentou redução do tempo de ciclo de
homogeneização bem como uma melhor difusão da fase beta na matriz, muito similar ao
ciclo original, tornado assim a redução do ciclo de homogeneização viável.
a realização e validação da homogeneização pelo ciclo do teste 2, o mesmo foi testado
Moulin (2008) Brown et al. (1996)Wen et al. (2004)Engler et al. (2013)
69
6 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
Realizar estudo sobre propriedades mecânicas em temperatura de precipitação.
A realização do comportamento dos precipitados após o processamento na
laminação a quente e a frio.
Comparativo do comportamento dos precipitados das ligas AA 5182 e AA3104
após o processamento de laminação a quente e a frio
Realizar estudo sobre a influência dos elementos de liga, nas propriedades
mecânicas do alumínio após o processo de laminação a quente e a frio.
70
7 REFERÊNCIAS
ABAL, 2008. Coletânea de Normas Técnicas – Alumínio e Suas Ligas. São Paulo:
ABAL – Associação Brasileira do Alumínio, 2008. 758p.
ABAL, 2015. Diponível em: < http://www.abal.org.br/estatisticas/nacionais/aluminio-
primario/capacidade-instalada-de-producao/>. Acesso em 28/11/2015.
ABAL, 2016. Diponível em: . Acesso em 28/03/2016.
ABNT NBR 6834:2006
ABRALATAS, 2016. Disponível em: < http://www.abralatas.org.br/#containerLata>.
Acesso em 28/03/16.
AGHAIE-KHAFRI, M.; MAHMUDI, R. Optimizing homogenization parameters for
better stretch formability in an Al-Mn-Mg alloy sheet. Materials Science and
Engineering A, v. 399, n. 1-2, p. 173–180, 2005. Disponível em:
. .
ALUTRAT, Disponível em: < http://alutrat.com.br/servicos/tratamento-
termico/recozimento-to/> , Acesso em 27 de setembro de 2015.
ARPAL, , Acesso em:
15/08/2015.
ASM Handbook, Volume 2, Properties and Selection: Nonferrous alloys and
special-purpose materials, page 371 e 372 de 3470.ASM International, 1992.
ASTM, I. ASM Handbook Vol 4: Heat-treating. . p.291–304, 1991.
ASTM, I. Metallography and Microstructures 2004 ASM. Managing. v. 9, p.2733,
2004. Disponível em: . .
BRADY, G.S., CLAUSER, H.H. Materials Handbook. 13ª edição, New York:
Macgraw Hill, 1991.
BROWN, J. M.; CLINCH, M. R.; EVANS, P. V. Investigation r e p o r t. Oxidation
of Can End Stock AA5182 and its Relation to Final Gauge Streaking. 1996.
CARVALHO, W. Influência do teor de chumbo no processamento a quente da liga
de alumínio AA3104. 2000. 68f. Dissertação (Mestrado em Engenharia Mecânica –
Projetos e Materiais) – Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá,
Universidade Estadual Paulista, Guaratinguetá, 2000.
CHEN, L.; ZHAO, G.; YU, J. Hot deformation behavior and constitutive modeling of
homogenized 6026 aluminum alloy. Materials and Design, v. 74, p. 25–35, 2015.
http://alutrat.com.br/servicos/tratamento-termico/recozimento-to/
http://alutrat.com.br/servicos/tratamento-termico/recozimento-to/
http://aluminio.org/wp-content/uploads/2012/03/archivo9.jpg
71
Elsevier Ltd. Disponível em: . .
CHEN, L.; ZHAO, G.; YU, J.; ZHANG, W. Constitutive analysis of homogenized 7005
aluminum alloy at evaluated temperature for extrusion process. Materials and Design,
v. 66, n. PA, p. 129–136, 2015. Elsevier Ltd. Disponível em:
. .
CHUMSKY, V. Estudo do comportamento das ligas de alumínio-magnésio AlMg
5083 e AlMg 5182, sob solicitação em fadiga axial. 2003. 110 f. Dissertação
(Mestrado em Engenharia Mecânica – Projetos e Materiais) – Faculdade de Engenharia
do Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista, Guaratinguetá, 2003.
CUNHA, R. P. DA. Caracterização mecânica e metalográfica de uma liga de
alumínio empregada para cabeçote de motor flex, 2012. 85p. Dissertação (Mestrado)
- Universidade Politécnica de São Paulo, São Paulo, 2012.
DEDAVID, B. A.; GOMES, C. I.; MACHADO, G. MICROSCOPIA ELETRÔNICA
DE VARREDURA - Aplicações e preparação de amostras - Materiais Poliméricos,
metálicos e semicondutores. Dados Internacionais de Catalogação na Publicação
(CIP), p. 60, 2007.
DENG, Y.; YIN, Z.; HUANG, J. Hot deformation behavior and microstructural
evolution of homogenized 7050 aluminum alloy during compression at elevated
temperature. Materials Science and Engineering A, v. 528, n. 3, p. 1780–1786, 2011.
Elsevier B.V. Disponível em: . .
DIAS, E. X. Caracterização Metalográfica de um aço de fases complexas (CP).,
2014. 135 f; Dissertação (Mestrado em Engenharia Mecânica –Materiais) – Faculdade
de Engenharia do Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista,
Guaratinguetá, 2014.
DU, Q.; POOLE, W. J.; WELLS, M. A. A mathematical model coupled to CALPHAD
to predict precipitation kinetics for multicomponent aluminum alloys. Acta Materialia,
v. 60, n. 9, p. 3830–3839, 2012.
EBNER,2015. Disponível em: , Acesso em 27 de setembro de
2015.
ENGLER, O.; LIU, Z.; KUHNKE, K. Impact of homogenization on particles in the Al-
Mg-Mn alloy AA 5454-Experiment and simulation. Journal of Alloys and
Compounds, v. 560, p. 111–122, 2013. Disponível em:
. .
ESKIN, D. G.; NADELLA, R.; KATGERMAN, L. Effect of different grain structures
on centerline macrosegregation during direct-chill casting. Acta Materialia, v. 56, n. 6,
p. 1358–1365, 2008.
ESKIN, D. G.; SUYITNO; KATGERMAN, L. Mechanical properties in the semi-solid
state and hot tearing of aluminium alloys. Progress in Materials Science, v. 49, n. 5, p.
629–711, 2004.
72
FERRARI, R. B.; PAULO, S. Caracterização de liga metálica a base de alumínio -
magnésio obtida por método convencional após tratamentos termomecânicos
visando estruturas microcristalinas. 2008. 85f. Dissertação (Mestrado) – Instituto de
Pesquisas Energéticas e Nucleares (IPEN), São Paulo, 2008.
FRIEDLI, J. Novelis Sheet Metallurgy Course: Homogenization. 2012.
GALI, O. A.; SHAFIEI, M.; HUNTER, J. A.; RIAHI, A. R. A study of the development
of micro-cracks in surface/near surface of aluminum-manganese alloys during hot
rolling. Materials Science and Engineering A, v. 627, p. 191–204, 2015.
GAUTSCHI (2015). . Disponível em: , Acesso em 27 de
setembro de 2015.
GOLOVIN, I. S.; MIKHAYLOVSKAYA, A. V.; SINNING, H. R. Role of the ??-
phase in grain boundary and dislocation anelasticity in binary Al-Mg alloys. Journal of
Alloys and Compounds, v. 577, p. 622–632, 2013. Elsevier B.V. Disponível em:
. .
GONG, L.; XI, Y.; MA, Z.; LIU, C. Modeling, identification and simulation of DC
resistance spot welding process for aluminum alloy 5182. Journal of Shanghai
Jiaotong University (Science), v. 18, n. 1, p. 101–104, 2013. Disponível em:
. .
HATCH, J.E. Aluminum Properties and Physical Metallurgy. Metals Park, Ohio:
ASM, 1984.
HOSSEINIPOUR, S. J. An investigation into hot deformation of aluminum alloy 5083.
Materials and Design, v. 30, n. 2, p. 319–322, 2009.
HUANG, Y.; LI, Y.; XIAO, Z.; et al. Effect of homogenization on the corrosion
behavior of 5083-H321 aluminum alloy. Journal of Alloys and Compounds, v. 673, p.
73–79, 2016. Elsevier B.V. Disponível em:
. .
HUH, M. Y.; CHO, S. Y.; ENGLER, O. Randomization of the annealing texture in
aluminum 5182 sheet by cross-rolling. Materials Science and Engineering A, v. 315,
n. 1-2, p. 35–46, 2001.
HYDRO 2013, Disponível em: < http://www.hydro.com/pt/A-Hydro-no-Brasil/Sobre-o-
aluminio/>. Acesso em 15 de agosto de 2015.
INFOMET Handbook, Disponível em: . Acesso em 28 de março de 2016.
INTERNATIONAL ALUMINIUM INSTITUTE, 2012 . Acesso em 15 de agosto de 2015.
http://www.hydro.com/pt/A-Hydro-no-Brasil/Sobre-o-aluminio/
http://www.hydro.com/pt/A-Hydro-no-Brasil/Sobre-o-aluminio/
http://recycling.world-aluminium.org/review/industry-structure.html
http://recycling.world-aluminium.org/review/industry-structure.html
73
INTERNATIONAL ALUMINIUM INSTITUTE, 2012, Disponível em:
http://primary.world-aluminium.org/index.php?id=285, Acesso em 27 de setembro de
2015.
JAIN, S.; HUDSON, J. L.; SCULLY, J. R. Effects of constituent particles and
sensitization on surface spreading of intergranular corrosion on a sensitized AA5083
alloy. Electrochimica Acta, v. 108, p. 253–264, 2013. Elsevier Ltd. Disponível em:
. .
JIANG, D. M.; NING, J. L.; SUN, J. F.; HU, Z. M.; HOU, Y. Annealing behavior of
Al-Mg-Mn alloy processed by ECAP at elevated temperature. Transactions of
Nonferrous Metals Society of China (English Edition), v. 18, n. 2, p. 248–254, 2008.
JIANG, H. C.; YE, L. Y.; ZHANG, X. M.; et al. Intermetallic phase evolution of 5059
aluminum alloy during homogenization. Transactions of Nonferrous Metals Society
of China (English Edition), v. 23, n. 12, p. 3553–3560, 2013. The Nonferrous Metals
Society of China. Disponível em: . .
KARABAY, S. Influence of AlB2 compound on elimination of incoherent precipitation
in artificial aging of wires drawn from redraw rod extruded from billets cast of alloy
AA-6101 by vertical direct chill casting. Materials and Design, v. 29, n. 7, p. 1364–
1375, 2008.
KARABAY, S.; YILMAZ, M.; ZEREN, M. Investigation of extrusion ratio effect on
mechanical behaviour of extruded alloy AA-6101 from the billets homogenised-rapid
quenched and as-cast conditions. Journal of Materials Processing Technology, v. 160,
n. 2, p. 138–147, 2005.
KARLÍK, M.; JOUFFREY, B. High resolution electron microscopy study of Guinier-
Preston (GP1) zones in Al Cu based alloys. Acta Materialia, v. 45, n. 8, p. 3251–3263,
1997.
LATAPACK, 2011. Disponível em: http://www.latapack.com.br/mundo-da-lata/a-lata-
de-aluminio/processo-produtivo/ , Acesso em 23 de janeiro de 2016.
MAZZOLANI, F.M., Aluminium alloy structures. London, E&FN Spon, 1995, 693 p.
MOULIN, N. Modélisation numérique de la fragmentation de particules de formes
complexes avec une application au laminage des alliages d’aluminium. , 2008.
Disponível em: . .
POLMEAR, I. J. Wrought aluminium alloys. Materials Forum, v. 21, p. 1–26, 1997.
RATCHEV, P.; VERLINDEN, B.; VAN HOUTTE, P. Effect of preheat temperature on
the orienatation relationship of (Mn,Fe)Al6 precipitates in AA5182 AlMg alloy. Acta
Metal. Mater., v. 43, n. 2, p. 621–629, 1995.
http://primary.world-aluminium.org/index.php?id=285
http://www.latapack.com.br/mundo-da-lata/a-lata-de-aluminio/processo-produtivo/
http://www.latapack.com.br/mundo-da-lata/a-lata-de-aluminio/processo-produtivo/
74
SARTORI, A.; SILVA, B. A. E. Influência do Tempo de Exposição e Temperaturas
Elevadas na Microestrutura da liga AA5083. III Congresso Internacional do
Alumínio, 2007.
SCOTTO D’ANTUONO, D.; GAIES, J.; GOLUMBFSKIE, W.; TAHERI, M. L. Grain
boundary misorientation dependence of ?? phase precipitation in an Al-Mg alloy.
Scripta Materialia, v. 76, p. 81–84, 2014. Acta Materialia Inc. Disponível em:
.
WEN, W.; LIU, W. C.; MORRIS, J. G. The effect of precipitation of Mg2Al3 and of
MnAl6 on texture evolution during isothermal annealing and subsequently on
formability of CC AA5182 Al alloy. Materials Science and Engineering A, v. 380, n.
1, p. 191–207, 2004.
WOODWARD, R. The Rolling of Aluminium : the Process and the Product 1301 The
Rolling of Aluminium : the Process and the Product. , 1994.
WORLD ALUMINIUM, disponível em: Acesso
em 15 de agosto de 2015.
ZANGRANDI, A. Alumínio e suas ligas: fundamentos metalúrgicos e tecnológicos.
Lorena, Editora Instituto Santa Teresa, 2008, 104 p.
ZHENG, Y. L.; LI, C. B.; LIU, S. D.; DENG, Y. L.; ZHANG, X. M. Effect of
homogenization time on quench sensitivity of 7085 aluminum alloy. Transactions of
Nonferrous Metals Society of China (English Edition), v. 24, n. 7, p. 2275–2281,
2014. The Nonferrous Metals Society of China. Disponível em:
. .
ZOLRIASATEIN, A.; SHOKUHFAR, A. Homogenizing annealing heat treatment
effects on the microstructure, hardness and thermal behavior of Al12Mg17 complex
metallic alloy. Materials and Design, v. 75, p. 17–23, 2015. Elsevier Ltd. Disponível
em: . .
http://www.world-aluminium.org/