BRPI0919523B1 - Ligas de magnésio contendo terras-raras - Google Patents
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Abstract
ligas de magnésio contendo terras-raras a presente invenção refere-se a ligas de magnésio contendo terras-raras que possuem melhor processabilidade, ductilidade ou características de corrosão e adequadas para aplicações forjadas e moldadas por fundição, a liga sendo composta por: y: 2,0% a 6,0% em peso nd: 0,05 a 4,0% em peso gd: 0% a 5,5 % em peso dy: 0% a 5,5% em peso er: 0% a 5,5% em peso zr: 0,05% a 1,0% em peso zn + mn: < 0,11 % em peso, opcionalmente, outras terras-raras e terras-raras pesadas, e o restante consistindo em magnésio e eventuais impurezas, em que o teor total de gd, dy e er é na faixa de 0,3 a 12% em peso, e em que a liga contém baixas quantidades de yb e sm e apresenta uma taxa de corrosão, medida de acordo com a astm b 117, inferior a 0,762 mm/a e/ou em que a área percentual das partículas precipitadas surgidas quando a liga for processada e com um tamanho de partícula médio superior a 1 µm e inferior a 15 µm é inferior a 3%. as ligas podem ser moldadas por fundição, tratadas a quente, forjadas ou usadas como liga de base em compósitos de matriz metálica.
Description
Relatório Descritivo da Patente de Invenção para “LIGAS DE MAGNÉSIO CONTENDO TERRASRARAS”.
A presente invenção refere-se a ligas de magnésio contendo terras-raras, que possuem melhor processabilidade e/ou ductilidade, em especial quando forjadas, ao mesmo tempo em que mantêm boa resistência à corrosão.
As terras-raras podem ser divididas de acordo com sua massa entre terras-raras (“RE”, definidas no presente documento como Y, La, Ce, Pr e Nd) e terras-raras pesadas (“HRE”, definidas presente documento como os elementos com número atômico entre 62 e 71, isto é, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb e Lu). Em conjunto, elas são com frequência chamadas de RE/HRE. Sabe-se, por exemplo, pelo documento GB-A2095288, que a presença de RE/HRE proporciona ligas de magnésio com boa rigidez e resistência à fluência a temperaturas elevadas.
Ligas de magnésio, ítrio, neodímio, terras-raras pesadas e zircônio (Mg, Y, Nd, HRE, Zr) estão disponíveis para comércio. Exemplos incluem as ligas atualmente disponíveis pelos nomes comerciais de Elektron WE43 e Elektron WE54 (doravante chamadas de “WE43” e “WE54”, respectivamente). O WE43 e o WE54 são projetados para uso da temperatura ambiente a 300° C e sabe-se que essas ligas podem ser usadas tanto na forma moldada por fundição quanto na forma forjada. Sua composição química, definida pela ASTM B107/B 107M06, é ilustrada abaixo na Tabela 1 (retirada da ASTM B107/B). Doravante, chamaremos essas ligas WE43 e WE54 conhecidas em conjunto de “ligas do tipo WE43”.
| LigaB Composição, % | Total de outras impurezasc | 0,30 | 0,30 | 0,30 | 0,30 | 0,30 | 0,30 | 0,30 | ||
| Outras impurezas, cada | 0,01 | 0,2 | ||||||||
| Zinco | 0,6 a 1,4 | 0,50 a 1,5 | 0,40 a 1,5 | 0,20 a 0,8 | l·' | 0,20 | 3,5 a 4,5 | 4,8 a 6,2 | ||
| Minério de zircônico | 0,40 a 1,0 | 0,40 a 1,0 | 0,45 | 0,45 | ||||||
| ítrio | 3,7 a 4,3 | 4,75 a 5,5 | ||||||||
| Silício | 0,10 | 0,10 | 0,10 | 0,10 | 0,10 | 0,01 | ||||
| Terra s- raras | l,9b | 2,0t | ||||||||
| Níquel | 0,005 | 0,03 | 0,005 | 0,005 | 0,01 | 0,005 | 0,005 | |||
| Neodímio | 2,0 a 2,5 | 1,5 a 2,0 | ||||||||
| Manganês | 0,20 a 1,0 | 0,15 a l,0D | 0,15 a 0,5 | 0,12 a 0,5 | 1,2 a 2,0 | 0,03 | 0,03 | |||
| Lítio | 0,2 | 0,2 | ||||||||
| Ferro | 0,005 | 0,005 | 0,005 | 0,010 | ||||||
| Cobre | 0,05 | 0,10 | 0,05 | 0,05 | 0,05 | 0,02 | 0,03 | |||
| Cálcio | 0,04 | 0,30 | ||||||||
| Alumínio | 2,5 a 3,5 | 2,4 a 3,6 | 5,8 a 7,2 | 7,8 a 9,2 | ||||||
| Magnésio | Restante | Restante | Restante | Restante | Restante | Restante | Restante | Restante | Restante | |
| Ns ASTM | AZ31B | AZ31C | AZ61A | AZ80A | MIA | WE43B | WE54A | ZK40A | ZK60A | |
| NaUSN | Ml 1311 | M11312 | M11610 | Ml 1800 | M15100 | Ml 8432 | M18410 | Ml 6400 | Ml 6600 |
A Os limites estão em % em peso máxima, salvo quando apresentados em uma faixa ou menção em contrário.
B As designações dessas ligas foram estabelecidas de acordo com a Prática B275 (vide também a Prática E527).
C Inclui elementos listados sem nenhum limite específico.
D O limite mínimo de manganês não precisa ser cumprido se o ferro representar 0,005% ou menos.
E Outras terras-raras devem ser principalmente terras-raras pesadas, por exemplo, gadolínio, disprósio, érbio e itérbio.
Outras terras-raras são derivadas do ítrio, normalmente 80% de ítrio e 20% de terras-raras pesadas
F O teor de Zinco + Prata não deve ultrapassar 0,20% no WE43B
Quanto a essas ligas do tipo WE43, suas propriedades mecânicas vantajosas de boa rigidez e resistência à fluência a temperaturas elevadas são atingidas principalmente por meio do endurecimento por precipitação provocado pela presença de elementos como o ítrio e o neodímio, que criam, dentro da liga, precipitados de fortalecimento. As HRE também se fazem presentes nesses precipitados de fortalecimento, que incluem th compostos de Mg, Y (HRE) e Nd (vide King, Lyon, Savage, 59 World Magnesium Conference, Montreal, maio de 2002). De acordo com o documento GB-A-2095288, o teor de HRE desse tipo de liga deve ser menor do que 40% do teor de ítrio. Embora o Y puro possa ser usado na liga descrita, a fim de diminuir o custo dela, declara-se que um material inicial de pureza mais baixa pode ser usado desde que o teor de Y seja de ao menos 60%. Não há menção nesse documento da importância de HREs específicas e perceber-se-á que, nos exemplos específicos, estimula-se o uso de Cd. Ademais, King e col. (vide King, Lyon, Savage, 59th World Magnesium Conference, Montreal, maio de 2002) declaram que a razão de Y/outra RE (o componente de RE sendo essencialmente uma HRE) deve ser tipicamente de 80/20. Essa mesma referência também demonstra que, embora o componente de HRE de ligas do tipo WE43 seja vantajoso em termos de desempenho de fluência, grandes adições de RE como Ce e La (isto é, na ordem de 0,5% em peso) podem prejudicar as propriedades de tensão da liga.
Com um teor de Y de cerca de 4%, as ligas do tipo WE43 normalmente incluem cerca de 1 % de HRE, que pode incluir Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Yb e Lu e outras REs como La, Ce e Pr (vide King, Lyon, Savage, 59th World Magnesium Conference, Montreal, maio de 2002). A concentração de cada um desses elementos individuais não é especificada nas publicações específicas, mencionando-se apenas que “outras terras-raras devem ser essencialmente terras-raras pesadas, por exemplo, Gd, Dy, Er, Yb” (“Other Rare Earths shall be principally heavy rare earths, for example Gd, Dy, Er, Yb”, vide a
ASTM B107/B 107M06), ou há uma referência a “Nd e outras terras-raras pesadas” (“Nd and other heavy rare earths”, vide BSI 3116, 2007). Embora esses dados publicados quanto a ligas do tipo WE43 sugiram que os níveis dessas “outras terras-raras” possam ser um tanto baixos, na prática, a concentração total nessas ligas comerciais é em torno de 20% do total da HRE mais Y presente (vide a observação E da Tabela 1). Sendo assim, para uma liga WE43 contendo 4% de Y, havería cerca de 1% de “outras terras-raras”. Em meio a essa quantidade de outras terrasraras, HREs que não o Gd, Dy, Er, Yb e Sm representam geralmente cerca de 10 a 30% do teor total de Gd, Dy, Er, Yb e Sm na liga.
Ligas de Mg, Y, Nd, HRE e Zr, como as ligas do tipo WE43, foram desenvolvidas para aplicações a temperaturas elevadas (vide J Becker. “P15-28 Magnesium alloys and applications proceedings”, edição de 1998, B.L Mordike). Precipitados de fortalecimento contendo Y/HRE e Nd são estáveis a temperaturas elevadas e contribuem para um bom desempenho de tensão e fluência. Embora essa rigidez e estabilidade sejam vantajosas para aplicações a temperaturas elevadas, essas mesmas características podem ser prejudiciais durante operações de formação (forjadura). Isso está relacionado às ligas com formabilidade e ductilidade limitada. Como consequência, é necessário usar temperaturas de processamento elevadas e taxas de redução baixas (durante operações de formação a quente) a fim de minimizar rachaduras, o que aumenta o custo de produção e tende a taxas altas de refugo.
Descobrimos que, selecionando e controlando certos tipos de RE/HRE dentro das ligas do tipo de Mg, Y, Nd, HRE e Zr, é possível chegar a vantagens inesperadas na processabilidade e/ou ductilidade do material, em especial quando forjado, ao mesmo tempo em que se mantém boa resistência à corrosão, sem a necessidade de nenhum tratamento a quente especial na liga.
Mais especificamente, descobrimos que a presença das terras-raras pesadas Gd, Dy e Re nas ligas do tipo WE43 melhora sua processabilidade e a ductilidade, ao passo que a presença de outras terras-raras, em especial Yb e, em menor grau, Sm, tendem a ir no sentido contrário dessa melhora.
Novos trabalhos, então, nos levaram à investigação do comportamento de ligas de magnésio intimamente relacionadas contendo ítrio e neodímio e, para nossa surpresa, descobrimos que as melhoras supramencionadas na processabilidade e/ou ductilidade podem ser encontradas em algumas dessas ligas mesmo quando o Nd se faz ausente quase que por completo.
No documento SU 1360223, são descritas ligas à base de magnésio contendo terras-raras com melhor rigidez e resistência à corrosão a longo prazo pela incorporação essencial a elas de 0,1 a 2,5% em peso de Zn e 0,001 a 0,05% em peso de Mn. Os limites indicados para Y, Gd, e Nd são amplos e não há menção à importância do teor de Gd em relação à quantidade de Y na liga nem da influência de outras HREs. Também fica evidente que a liga descrita destina-se apenas a aplicações de moldagem por fundição e que ela é tratada a quente (T61).
Vários documentos da técnica anterior, como o US 6495267, referem-se ao uso de ligas do tipo WE43 sem qualquer menção à importância de certas HREs específicas. No documento JP 9-104955, por exemplo, descreve-se o tratamento a quente de ligas do tipo WE43 a fim de melhorar sua ductilidade. Em decorrência do processo de produção usado para gerar esse tipo de liga comercial, a quantidade de HRE presente é invariavelmente de cerca de 25% do teor de Y da liga. Ademais, terras-raras não-especificadas, além do Gd, Dy e Er, se fazem presentes em quantidades variáveis e, em especial, o Yb se faz presente em uma quantidade de ao menos 0,02% em peso. A diferença da presente invenção, a ductilidade melhorada que se afirma ter obtido é descrita como sendo atingida por um tratamento a quente especial, que inevitavelmente diminuirá os gastos de produção, em vez de pelo controle da composição da liga.
A presente invenção visa oferecer ligas melhoradas em relação às ligas do tipo WE43 em termos de processabilidade e/ou ductilidade, ao mesmo tempo em que igualmente mantêm boa resistência à corrosão, resistência essa consumada pelo controle cauteloso tanto de impurezas corrosivas conhecidas, em especial ferro, níquel e cobre, quanto dos elementos de ligação que se provaram prejudiciais ao comportamento de corrosão das ligas da presente invenção, tal como Zn e Mn. Há várias interações entre os componentes de ligação que influem no comportamento de corrosão da liga da presente invenção, mas esse comportamento não é pior do que o das ligas do tipo WE43. Usando o teste de maresia padrão da ASTM BI 17, as ligas da presente invenção apresentam uma taxa de corrosão inferior a 0,762 mm/a.
Em termos de suas propriedades mecânicas, a fim de se equiparar ao desempenho das ligas do tipo WE43, as ligas da presente invenção, quando destinada a uso como ligas forjadas, devem ter as características a seguir, conforme medidas em seu estado extrudado à temperatura ambiente de acordo com as condições prescritas nos exemplos abaixo:
YS a 0,2% >190 Mpa
UTS > 280 Mpa Alongamento > 23%
Contudo, em certas aplicações, as ligas da presente invenção podem não precisar de propriedades mecânicas altas assim e valores menores, como os definidos na ASTM B107/B 107M-07, ou mesmo a seguir, podem ser o bastante:
YS a 0,2% >150 Mpa
UTS > 240 Mpa
Alongamento > 20%
Além de aplicações de forjadura, assim como as ligas do tipo WE43, as ligas da presente invenção também podem ser usadas como ligas de moldagem por fundição.
Qualquer processamento subsequente dessas ligas de moldagem por fundição, como tratamento a quente, certamente, terão um efeito significativo na processabilidade e ductilidade do material final e, em geral, propriedades de tensão reduzida só se manifestarão após esse processamento. Materiais na condição F, isto é, extrudados sem nenhum tratamento a quente adicional, podem conter partículas de um tamanho que pode causar a redução das propriedades de tensão no material, em especial durante processamentos subsequentes. Descobrimos que, com as ligas da presente invenção, uma melhora na processabilidade e/ou na ductilidade se toma notável quando a porcentagem de área dessas partículas formadas ou na liga de moldagem por fundição, quando na condição T4 ou T6, ou no material de forjamento, na condição F ou envelhecida (T5), ou após qualquer outro processamento é prontamente detectável por microscopia óptica, isto é, com um tamanho de partículas médio na faixa de cerca de 1 a 15 pm, é inferior a 3% e, particularmente, inferior a 1,5%. Essas partículas opticamente resolúveis tendem a ser frágeis e, embora sua presença possa ser reduzida por um tratamento a quente adequado, é certamente preferível que sua formação possa ser controlada pelo ajuste da composição da liga. De preferência, uma porcentagem de área de partículas com tamanho médio superior a 1 e inferior a 7 pm é inferior a 3%.
Vale frisar que a formação dessas partículas não depende necessariamente de quantidades específicas de Yb e/ou Sm presentes. Descobrimos que, nos materiais na condição F, a presença dessas partículas está geralmente relacionada à proporção relativa de RE/HRE para Gd, Dy e Er e não apenas às quantidades de Yb e Sm na liga. Em muitas ligas, o total de terras-raras (salvo Y e Nd) que não Gd, Dy e Er deve ser inferior a 20%, de preferência, inferior a 13% e, mais preferencialmente, inferior a 5% do peso total de Gd, Dy e Er.
O teor máximo nas ligas da presente invenção das HREs mais desfavoráveis, Yb e Sm, depende, até certo ponto, da composição da liga em específico, mas, geralmente, as propriedades de tensão não diminuem significativamente no material de forjadura se o teor de Yb não for menor ou igual a 0,02% em peso e o teor de Sm for menor ou igual a 0,04% em peso. De preferência, o teor de Yb é inferior a 0,01% em peso, e o teor de Sm é inferior a 0,02% em peso.
Em aplicações de forjadura, de acordo com a presente invenção, propomos uma liga de magnésio composta por:
| Y; | 2,0% a 6,0% em peso |
| Nd: | 0,05% a 4,0% em peso |
| Gd: | 0% a 5,5 % em peso |
| Dy: | 0% a 5,5 % em peso |
| Er: | 0% a 5,5% em peso |
| Zr: | 0,05% a 1,0% em peso |
Zn + Μη: < 0,11 % em peso,
Yb: 0% a 0,02% em peso
Sm: 0% a 0,04% em peso, opcionalmente, terras-raras e terras-raras pesadas que não Y, Nd, Gd, Dy, Er, Yb e Sm em uma quantidade total de até 0,5 % em peso, e o restante consistindo em magnésio e eventuais impurezas em um total de até 0,3% em peso, em que o teor total de Gd, Dy e Er encontra-se na faixa de 0,3 a 12% em peso, e em que a liga apresenta uma taxa de corrosão, medida de acordo com a ASTM Bl 17, inferior a 0,762 mm/a.
Em aplicações de moldagem por fundição, de acordo com a presente invenção, propomos uma liga de magnésio composta por:
Y: 2,0% a 6,0% em peso
Nd: 0,05 a 4,0% em peso
Gd: 0% a 5,5 % em peso
Dy: 0% a 5,5 % em peso
Er: 0% a 5,5% em peso
Zr: 0,05% a 1,0% em peso
Zn + Mn: < 0,11 % em peso, opcionalmente, terras-raras e terras-raras pesadas que não Y, Nd, Gd, Dy e Er em uma quantidade total de até 20 % em peso, e o restante consistindo em magnésio e eventuais impurezas em um total de até 0,3% em peso, em que o teor total de Gd, Dy e Er encontra-se na faixa de 0,3 a 12% em peso, e em que, quando a liga encontra-se na condição T4 ou T6, a porcentagem de área de qualquer partícula precipitada com um tamanho de partícula médio entre 1 e 15 pm é inferior a 3%.
De preferência, a liga moldada por fundição apresenta uma taxa de corrosão, medida de acordo com a ASTM BI 17, inferior a 0,762 mm/a.
A partir de agora, descreveremos a presente invenção com referência aos desenhos anexos, nos quais:
a Fig. 1 é um gráfico que demonstra o efeito de elementos de ligação à temperatura de recristalização do magnésio (retirado da mencionada referência de Rokhlin 2003);
as Figs. 2A e 2C demonstram as microestruturas de duas amostras feitas de ligas do tipo WE43 após extrusão a 450° C, a composição das ligas sendo a das Amostras la e 1b da Tabela 3 abaixo, respectivamente;
as Figs. 2B e 2D demonstram as microestruturas de duas amostras feitas de ligas de magnésio da presente invenção após extrusão a 450° C, a composição das ligas sendo a das Amostras 3d e 3a da Tabela 3 abaixo, respectivamente;
a Fig. 3 demonstra a microestrutura de uma amostra de liga WE43 comercial forjada que fracassou no teste de carga de tensão revelando, em duas áreas, rupturas associadas à presença de partículas frágeis nelas;
as Figs. 4A e 4B são micrografias de duas amostras de ligas fundidas em moldes de areia na condição T4, suas composições sendo as das Amostras C e D da Tabela 3 abaixo, respectivamente.
No que diz respeito à processabilidade, a recristalização é um mecanismo importante. Ela é a habilidade de formar novos grãos não-comprimidos e é vantajosa para restaurar a ductilidade do material comprimido (por exemplo, entre outros, extrusão, rolagem e repuxamento). A recristalização permite que o material seja recomprimido para obter uma maior deformação. Geralmente, a recristalização é realizada aquecendo-se a liga (recozimento) entre as etapas processuais.
Se a temperatura a que a recristalização ocorrer ou o tempo decorrido para concluí-la puderem ser diminuídos, então, o número e/ou a duração das etapas de recozimento a temperatura elevada podem ser reduzidos e a formação (processamento) do material melhorada.
E de conhecimento geral que um dos fatores que influem na recristalização é a pureza do material (vide “Modem Physical Metallurgy” - RE Smallman, terceira edição, pág. 393), um exemplo sendo o efeito do teor de cobre nas ligas de alumínio em comparação ao alumínio refinado (limpo) por zona.
Pode-se esperar, portanto, que a melhora na pureza das ligas de Mg, Y, Nd, HRE e Zr, por exemplo, reduzindo-se os níveis de RE/HRE, diminuiría a temperatura de recristalização das ligas. Na verdade, quanto a ligas de magnésio contendo RE, relatou-se (L.L. Rokhlin “Magnesium alloys containing RE metals, Taylor & Francis, 2003, pág. 43) que as REs aumentam a temperatura de recristalização dessas ligas. Esse fato está relacionado, de acordo com Rokhlin e outro pesquisador chamado Drits, à maior energia de ativação da recristalização. Ademais, Rokhlin (pág. 144) observou que a temperatura de recristalização aumenta em proporção à solubilidade da RE no magnésio, isto é, quanto mais solúvel a RE, maior a temperatura de recristalização. A exceção se dá com menores adições de RE, caso em que a temperatura de recristalização não é afetada (a saber, mantendo a porcentagem atômica abaixo de cerca de 0,05 de acordo com a Fig. 1).
Lorimer (“Materials Science Forum, volumes de 488 a 489, 2005, págs. de 99 a 102) propõe que, em ligas do tipo WE43, a recristalização pode ocorrer em partículas de segunda fase e que a Nucleação Estimulada por Partículas (PSN) é um mecanismo de recristalização.
Pelas informações acima, conclui-se que a direção dos ensinamentos quanto a ligas do tipo de Mg, Y, Nd, HRE e Zr é que, embora a geração de partículas de HRE/RE possa ser vantajosa à recristalização, o aumento no teor de RE/HRE (em especial, RE/HRE solúveis) além de cerca de 0,05% em peso atômico há de aumentar a temperatura de recristalização.
Contudo, para nossa surpresa, ao contrário dos ensinamentos, descobrimos que, no que se refere a ligas de MG, Y, Nd, HRE e Zr, seu comportamento de recristalização durante o tratamento a quente pode ser aprimorado controlando-se as HREs presentes, independente de seu teor significativo na liga. Em outras palavras, por meio do controle da composição, em vez de pelo uso de processamentos especiais, é possível melhorar o comportamento de recristalização da liga da presente invenção, isto é, um tratamento a quente a temperatura mais baixa é suficiente para a recristalização e/ou precisa-se de menos tempo para concluir a recristalização do que ocorre com as ligas do tipo WE43. Sendo assim, o uso da liga de magnésio da presente invenção leva vantagem em termos de processabilidade e é mais econômico em termos de menor tempo de processamento e menos refugo, além de poder melhorar as propriedades mecânicas e de corrosão da liga.
A análise das microestruturas das ligas de magnésio da invenção e das ligas do tipo WE43 revela que, após várias etapas de deformação e tratamentos a quente intermediários subsequentes, os precipitados frágeis se apresentaram em quantidades e tamanho bem inferiores (partículas opticamente resolúveis) nas ligas de magnésio da invenção do que em ligas do tipo WE43 processadas da exatamente da mesma forma. Em outras palavras, para nossa surpresa, a seleção do tipo e da quantidade de REs e HREs presentes nas ligas de Mg, Y, Nd, HRE e Ze levou ao aprimoramento da formabilidade das ligas.
Embora, nessas ligas, possam surgir partículas decorrentes das interações de qualquer um de seus elementos constituintes, as partículas formadas a partir das HRE/RE constituintes são de interesse particular à presente invenção. Normalmente, as ligas do tipo WE43 contêm 1% de HRE, que pode ser composto por Gd, Dy, Er, Yb, Eu, Tb, Ho e Lu e outras REs como La, Ce e Pr. Descobrimos que, removendo determinadas RE e HRE de uma liga do tipo WE43 sem diminuir o teor total de HRE da liga, a ocorrência e o tamanho dessas partículas diminui. Como resultado, é possível melhorar a ductilidade da liga e diminuir sua temperatura e/ou tempo de recristalização sem influir de maneira significativamente adversa nas propriedades de corrosão e tensão da liga, oferecendo assim a chance de melhorar os processos de formação aplicados à liga. Ademais, descobrimos que, controlando-se os componentes de HRE, qualquer crescimento de grãos na liga ocasionado por esses componentes não é expressivo o bastante para prejudicar as propriedades de tensão da liga da presente invenção.
Conforme observado abaixo, Y e ND são os elementos que melhoram a rigidez das ligas a que a presente invenção se refere por meio do endurecimento por precipitação. Isso ocorre porque esses constituintes da liga encontram-se em estado de supersaturação e podem, mais tarde, ser retirados da solução de maneira controlada durante o envelhecimento (tipicamente, a temperaturas na faixa de 200 a 250° C). Os precipitados desejados para rigidez são pequenos e não podem ser determinados por microscopia óptica. Na moldagem por fundição e processamento das ligas que também contêm Nd adicional o bastante, também são gerados precipitados grossos e prontamente observados por microscópios ópticos como partículas. Normalmente, eles são ricos em Nd e têm um tamanho de partícula médio inferior a 15 pm e, geralmente, de até cerca de 10 pm (vide a Fig. 2B em anexo). Essas partículas grossas são frágeis e diminuem a formabilidade e ductilidade do material, conforme ilustra a Fig. 3 anexa. Normalmente, uma partícula rica em Nd tem uma composição percentual de Nd superior à composição percentual de qualquer outro elemento na partícula.
A presente invenção visa diminuir a ocorrência dessas partículas grossas controlando os componentes de ligação que descobrimos que contribuem à formação delas. Durante a análise da causa dessas partículas indesejáveis, descobrimos uma relação inesperada com a solubilidade desses elementos de ligação.
A solubilidade das RE/HRE em magnésio varia consideravelmente (vide a Tabela 2 abaixo).
TABELA 2
| Número atômico | Elemento | Solubilidade a várias temperaturas (% em peso) | ||
| 200° C | 400° C | 500° C | ||
| 68 | Er | 16 | 23 | 28 |
| 66 | Dy | 10 | 17,8 | 22,5 |
| 64 | Gd | 3,8 | 11,5 | 19,2 |
| 70 | Yb | 2,5 | 4,8 | 8 |
| 62 | Sm | 0,4 | 1,8 | 4,3 |
| 58 | Ce | 0,04 | 0,08 | 0,26 |
| Número atômico | Elemento | Solubilidade a várias temperaturas (% em peso) | ||
| 200° C | 400° C | 500° C | ||
| 59 | Pr | 0,01 | 0,2 | 0,6 |
| 60 | Nd | 0,08 | 0,7 | 2,2 |
| 57 | La | - | 0,01 | 0,03 |
(Vide LL. Rokhlin “Magnesium alloys containing RE metals”, Taylor & Francis, 2003, págs. de 18 a 64)
Considerando-se os dados de cada HRE/HE na
Tabela 2 e a análise típica das ligas do tipo WE43, é possível que um versado na técnica espere que o volume de partículas grossas presente nessas ligas esteja originalmente relacionado ao teor de Nd da liga por causa da baixa solubilidade sólida desse elemento.
Descobrimos, contudo, que, restringindo a escolha dos componentes de RE/HRE a Gd, Dy, Er ou uma mistura dos três, o volume de partículas grossas ricas em Nd diminui drasticamente (vide as Figs. 2A e 2B em anexo). Isso é inesperado, em especial, se considerarmos que, por causa da solubilidade de outras RE/HREs, como o Yb e o Sm, o certo seria esperar que esses elementos fossem retidos na solução e não contribuíssem à formação de partículas grossas. Somente o La é insolúvel na faixa de composições explorada e a quantidade é bem pequena. Dessa forma, não era esperado que a remoção dessas RE/HREs e sua substituição por Gd, Dy e/ou Er fizesse tanta diferença na quantidade de partículas grossas.
Ademais, esperar-se-ia, pelos dados de solubilidade da Tabela 2, que os respectivos efeitos da presença de Gd e Yb na liga fossem semelhantes. Na prática, para nossa surpresa, descobrimos que, embora o Gd possa se fazer presente em uma quantidade de até 5,5% em peso, nas ligas forjadas, o Yb não deve se fazer presente em quantidades superiores a cerca de 0,02% em peso, ao passo que, nas ligas moldadas por fundição, o Yb não deve se fazer presente em quantidades inferiores a cerca de 0,01% em peso, do contrário, a ductilidade da liga diminuirá drasticamente. Quanto ao Sm, a concentração máxima é de cerca de 0,04% em peso, tanto em ligas forjadas quanto em ligas moldadas por fundição. Também descobrimos que as HREs favoráveis Gd, Dy e Er se comportam de maneira parecida nas ligas da invenção no que se refere aos seus efeitos na formabilidade e na ductilidade das ligas e, portanto, essas HREs são essencialmente intercambiáveis.
Outra característica notável nas ligas do tipo WE43 é sua resistência à corrosão. E de conhecimento geral que a corrosão das ligas de magnésio em geral é influenciada por contaminantes como o ferro, o níquel, o cobre e o cobalto (J Hillis, Corrosion Chapter 7.2, pág. 470, “Magnesium Technology \ 2006, Mordike). Isso ocorre por causa da grande diferença no potencial elétrico entre esses elementos e o magnésio. Em ambientes corrosivos, são produzidas microcélulas galvânicas, o que leva à corrosão.
A adição de REs ao magnésio demonstrou ter certo efeito na corrosão de ligas binárias. Mencionou-se que níveis elevados (porcentagem em peso elevada) de elementos como o La, o Ce e o Pr prejudicam o desempenho da corrosão.
Rokhlin declara (LL.Rokhlin, “Magnesium alloys containing RE metals', Taylor & Francis, 2003, pág. 205) que, em “baixas quantidades” (não-defínidas), é possível observar taxas de corrosão menores do que no magnésio de base a que eles são adicionados. No entanto, não parece haver nenhum ensinamento claro (nesse pedido de patente) sobre o efeito de baixas quantidades variantes de RE/HRE no desempenho da corrosão de ligas de magnésio.
Para nossa surpresa, descobrimos que, selecionando-se o teor de RE/HRE de ligas de Mg, Y, Nd, HRE e Zr, é possível melhorar seu desempenho de corrosão; em algumas, em um fator de cerca de quatro. Isso ocorre sem diminuir o teor total de RE/HRE das ligas.
A presente invenção atinge as vantagens descritas acima pelo controle tanto de HREs desfavoráveis/REs, em especial o Yb, quanto de HREs favoráveis, a saber Gd, Dy e/ou Er. Essa descoberta não era esperada de acordo com a doutrina de Rokhlin (renomado pesquisador na tecnologia de magnésio por cerca de cinco décadas, com foco específico em ligas de Mg e RE), na qual se declarou que níveis baixos de RE/HRE não influenciam na temperatura de recristalização do magnésio, a não ser que os níveis sejam relativamente altos, e que, quanto mais solúvel a RE, maior a tendência de aumento da temperatura de recristalização (vide LL. Rokhlin, “Magnesium alloys containing RE metals, Taylor & Francis, 2003, pág. 144, linha 15). Além disso, o professor Lorimer e col. (“Materials
Science Forum”, volumes de 488 a 489, 2005, páginas de 99 a 102) mantém a Nucleação Estimulada por Partículas (PSN) como mecanismo para a recristalização das ligas de Mg, Y, Nd, HRE e Zr WE43. Esperar-se-ia, portanto, que a redução das partículas limitasse esse mecanismo em vez de ajudar na recristalização. De acordo com a presente invenção, essa redução nas partículas, consumada diminuindo-se as HRE/RE menos favoráveis, é maior do que se esperaria das quantidades de HRE/RE prejudiciais substituídas pelas mais favoráveis dentro dos limites de composição estabelecidos nas reivindicações anexas.
As vantagens das ligas da invenção se tornam mais evidentes quando a liga é forjada, por exemplo, por extrusão. Ademais, ainda que as propriedades mecânicas das ligas da presente invenção possam ser favoravelmente alteradas por tratamentos a quente conhecidos, é possível obter uma maior ductilidade pelo controle da composição da liga descrito sem a necessidade desses tratamentos. As ligas da invenção podem ser usadas em aplicações semelhantes a aplicações em que se pode usar ligas do tipo WE43. Elas podem ser moldadas por fundição e/ou tratadas a quente e/ou forjadas, além de serem apropriadas como ligas de base para compósitos de matriz metálica.
De preferência, o teor de Y nas ligas da invenção é de 3,5 a 4,5% em peso, mais preferencialmente, de 3,7 a 4,3% em peso. Mantendo-se o teor de Y dentro desses limites preferidos, garantimos a manutenção da consistência de propriedades como, por exemplo, a dispersão durante o teste de tensão. Um teor de Y muito baixo leva à redução da rigidez, ao passo que um teor muito alto de Y leva à queda da ductilidade.
Ademais, de preferência, o teor de Nd nas ligas da invenção é de 1,5 a 3,5% em peso, mais preferencialmente, de 2,0 a 3,0% em peso e, ainda mais preferencialmente, de 2,0 a 2,5% em peso. Quando reduzimos o teor de Nd abaixo de cerca de 1,5% em peso e, em especial, abaixo de 0,05% em peso, a rigidez da liga começa a diminuir drasticamente. Todavia, quando o teor de Nd ultrapassa 4,0% em peso, a ductilidade da liga se deteriora em decorrência da solubilidade limitada do Nd em Mg.
Quanto às HREs essenciais desejáveis, Gd, Dy e Er, sua presença deve ser de ao menos 0,3% ao todo para obtermos um efeito significativo na processabilidade e/ou ductilidade da liga. Em termos gerais, cada um pode se fazer presente em uma quantidade de até 5,5% em peso, mas seu limite preferido depende de sua solubilidade na liga em específico, pois, à medida que aumenta a quantidade e o tamanho de partículas precipitadas na liga, sua ductilidade cai. Ademais, a quantidade dessas HREs desejáveis em relação a outras HREs é importante, pois descobrimos que, no que se refere a HREs indesejáveis, como Yb e Sm, seu efeito particularmente na ductilidade da liga é desproporcional ao seu teor. Em consonância com as ligas do tipo WE43, descobrimos que melhorias na ductilidade e/ou processabilidade, junto à manutenção de boas propriedades mecânicas, se tornaram particularmente notáveis quando o teor total de terras-raras (salvo Y e Nd) que não Gd, Dy e Er for inferior a 20% e, de preferência, inferior a 13% do peso total de Gd, Dy e Er. No que diz respeito, em especial, a materiais moldados por fundição, o Yb deve ser inferior a 0,01% em peso.
De preferência, o teor total de Gd, Dy e Er nas ligas da invenção encontra-se na faixa de 0,4 a 4,0% em peso e, mais preferencialmente, de 0,5 a até 1,0% em peso, em especial a até, mas menos de 0,6%.
De preferência, o teor total de Nd, Gd, Dy e Er encontra-se na faixa de 2,0 a 5,5% em peso. Dentro desse limite, garantimos a manutenção de uma boa ductilidade.
No que diz respeito a ligas forjadas, as terrasraras e terras-raras pesadas que não Y, Nd, Gd, Dy, Er, Yb e Sm podem se fazer presentes em uma quantidade total de até 0,5 % em peso. No que diz respeito a ligas moldadas por fundição, as terras-raras e terras-raras pesadas que não Y, Nd, Gd, Dy e Er podem se fazer presentes em uma quantidade total de até 20% em peso e, de preferência, de até 5% em peso. E preferível que o teor total de terras-raras (salvo Y e Nd) que não Gd, Dy e Er seja inferior a 5% do peso total de Gd, Dy e Er.
De preferência, por causa dos custos relacionados atuais, a liga de magnésio da invenção inclui Gd e Dy, em especial apenas Gd.
De preferência, o teor de Zr é de 0,1 a 0,7% em peso. O zircônio tem uma vantagem significativa na redução do tamanho dos grãos das ligas de magnésio, em especial do material pré-extrudado, o que melhora a ductilidade da liga.
Descobrimos ainda que as impurezas de aço e níquel devem ser controladas. Para tanto, é possível acrescentar zircônio e alumínio, que se combinam ao ferro e ao níquel para formar um composto insolúvel. Esse composto é precipitado em um cadinho de fusão e se estabiliza antes da fusão (Emley e col., “Principles of Magnesium Technology’’’, Pergamon Press, 1966, pág. 126ff; Foerster, US 3.869.281, 1975). Dessa forma, Zr e Al podem contribuir para aumentar a resistência à corrosão. Para garantir esses efeitos, o teor de Zr deve ser de ao menos 0,05% em peso, ao passo que o teor de Al deve ser inferior a 0,3% em peso na liga final e, de preferência, inferior ou igual a 0,2% em peso. Quando o Zr encontra-se próximo de seu menor nível, a saber, 0,05% em peso, os resultados do teste de corrosão tendem a ser erráticos.
Assim como ocorre com as ligas do tipo WE43, algumas pequenas quantidades de elementos de ligação estabelecidos podem se fazer presentes contanto que não haja prejuízo significativo nos desempenhos de processabilidade, ductilidade ou corrosão da liga. Por exemplo, a liga de magnésio da invenção pode incluir menos de 0,2% e, de preferência, menos de 0,02% em peso de Li, mas não deve conter mais do que 0,11% de Zn e Mn ao todo.
O teor total de impurezas na liga deve ser inferior a 0,3% em peso e, de preferência, inferior a 0,2% em peso. Em particular, devem-se preservar os níveis de impureza máximos a seguir:
Ce, Sm, La, Zn, Fe, Si, Cu, Ag, Cd: 0,06% em peso (individualmente)
Ni: 0,003% em peso
No geral, é preferível que a liga da invenção compreenda ao menos 91% em peso de Mg.
De agora em diante, descreveremos a presente invenção com referência aos exemplos não-limitantes a seguir. Preparamos amostras com e sem extrusão, cujas composições são definidas nas seções a e b da Tabela 3 abaixo.
Várias fusões com diferentes composições de liga foram derretidas e moldadas por fundição, extrudadas e submetidas a diferentes análises com ênfase na microestrutura (tamanho dos grãos e fração de precipitados) e nas respectivas propriedades termomecânicas (propriedades de tensão, recuperação e comportamento de recristalização). Em geral, preparamos as amostras extrudadas de acordo com a técnica a seguir:
Preparamos a amostra de uma liga derretendo seus componentes juntos em um cadinho de aço. A superfície de fusão foi protegida pelo uso de gás protetor (CO2 + 2% de SF6). Aumentamos a temperatura para 760 a 800° C antes de a liga derretida ser agitada para homogeneizar a mistura química. A liga derretida foi então levada a um molde a fim de formar um lingote nominalmente de 120 mm de diâmetro e 300 mm de comprimento.
Usinamos o lingote de modo que ele obtivesse nominalmente 75 mm de diâmetro e 150 a 250 mm de comprimento para preparar a amostra para a extrusão.
Como alternativa, preparamos algumas amostras por extrusão usando a técnica de moldagem por fundição conforme definida acima, mas com um molde de nominalmente 300 mm de diâmetro. Em seguida, extrudamos esse lingote maior para diminuir seu diâmetro para 56 mm. Em ambos os casos, o lingote assim formado foi homogeneizado por aquecimento a cerca de 525° C por 4 a 8 horas.
A extrusão foi realizada em uma prensa hidráulica. O produto do lingote de 75 mm obteve uma seção de barra circular com uma seção disponível de 3,2 a 25 mm de diâmetro, mais tipicamente de 9,5 mm. A seção extrudada foi usada para a análise.
O material moldado por fundição foi produzido por fusão da mesma maneira descrita acima, mas, neste caso, a liga moldada por fundição foi despejada em moldes de areia para produzir peças fundidas tipicamente de 200 mm x 200 mm x 25 mm sem extrusão ou operações de forjadura posteriores. Nessas amostras, tratamos o material a quente a 525° C para solucionar sua estrutura, o resfriamos à temperatura ambiente (processo conhecido como tratamento T4) e, em seguida, o envelhecemos a 250° C por 16 horas. No presente documento, chamaremos esse material e todo o tratamento a quente de “moldagem em areia
T6”. Deve-se observar que, à diferença de outras amostras, as Amostras la e A contêm adicionalmente 0,13% de Li.
A Tabela 3 abaixo, que foi dividida em seções a e b, sintetiza as composições químicas, taxas de corrosão e propriedades de tensão à temperatura ambiente das ligas extrudadas de condição F e ligas de moldagem em areia T6 testadas. As Amostras de la a Hi e a Amostra A são exemplos comparativos de ligas do tipo WE43. As fusões foram produzidas para gerar dados de tensão e para a análise metalográfica. Na Tabela, YS é a resistência à carga ou ponto de cedência do material e corresponde à tensão a que a deformação do material muda de deformação elástica para deformação plástica, fazendo com que a Amostra se deforme permanentemente. UTS significa Máxima Resistência à Tração, que é a tensão máxima que o material aguenta antes de se partir. “Along” significa alongamento na fratura. A Tabela 3a apresenta os dados das amostras extrudadas, ao passo que a Tabela 3 b apresenta os resultados equivalentes das amostras moldadas por fundição.
Como podemos observar pelos dados das Tabelas 3a e 3b, as mudanças da invenção na composição das ligas não foram significativamente prejudiciais às propriedades de tensão em termos de resistência, mas, no caso da ductilidade, conforme medida por alongamento, observou-se uma melhora notável nos casos em que o componente de HRE das ligas era rico em Gd, Dy ou Er.
Com referência à Tabela 3a, as Amostras de la a Ih demonstram que, no caso das ligas do tipo WE43, variações no teor conhecido de HRE não proporcionam a melhora nas propriedades de tensão e corrosão do material forjado vista nas Amostras de 3a a 3m da presente invenção. As Amostras Comparativas de 2a a 2i indicam como essa melhora cai e desaparece fora dos limites da presente invenção.
A Tabela 3b apresenta resultados semelhantes para o material moldado por fundição, em que as Amostras A e C são ligas do tipo WE43, e as Amostras B e D estão dentro dos parâmetros da presente invenção.
A Tabela 4 apresenta a área estimada e os dados de tamanho médio das partículas encontradas em uma seleção de ligas. A técnica usada foi a microscopia óptica usando-se um software disponível para comércio a fim de analisar a área e o tamanho das partículas por meio da diferença de coloração das partículas. Esta técnica não proporciona um valor absoluto, mas nos dá uma boa estimativa, que foi comparada à medição física de partículas aleatórias.
A Tabela 4 demonstra com clareza uma redução no número de partículas detectáveis nas ligas da presente invenção, partículas essas propensas a serem frágeis.
A Fig. 2 demonstra as microestruturas de duas Amostras Comparativas la (Fig. 2A) e lb (Fig. 2C) e duas Amostras Inventivas 3d (Fig. 2B) e 3a (Fig. 2D) após extrusão a 450° C. Nessa análise metalográfica da condição extrudada, os materiais foram derretidos, moldados por fundição, homogeneizados, cortados em lingotes e extrudados em barras. Em seguida, as amostras foram cortadas, embutidas em resina epóxi, trituradas, polidas em um espelho como revestimento e causticadas com 2% de Nital de acordo com técnicas metalográfícas padrão (G Petzow, “ Metallographisches, keramographisches undplastographisches”, Ãtzen, 2006).
Como podemos observar na Fig. 2B, a liga de magnésio da invenção apresenta bem menos precipitados e grãos um pouco maiores após á extrusão. Novas investigações revelaram que, após várias etapas de deformação e respectivos tratamentos intermediários a quente, ocorreram precipitados em quantidades e tamanhos bem menores na amostra 3d e que o tamanho dos grãos da amostra 3d ainda é um pouco maior em comparação à Amostra la, que foi processada exatamente da mesma maneira.
Em um teste preliminar, percebemos que as ligas de magnésio da invenção são menos sensíveis a variações de temperatura. Em particular, a variação entre alongamento uniforme e alongamento na fratura é mais uniforme em comparação a ligas de magnésio convencionais. As ligas testadas da invenção amoleceram a uma menor temperatura de anelamento do que as ligas convencionais e, portanto, a ductilidade foi mantida em um nível mais uniforme.
Além da melhora nas propriedades mecânicas e, em virtude dela, na processabilidade, também percebemos, nas ligas da presente invenção, a melhora nas propriedades de corrosão, conforme demonstra a Tabela 3a. Quanto ao teste de corrosão na condição extrudada, os materiais da Tabela 3a foram extrudados em barras. Em seguida, as amostras foram usinadas e testadas em um ambiente de maresia com 5% de NaCl por 7 dias de acordo com a ASTM BI 17. O produto da corrosão foi removido usando-se uma solução de fervura de 10% de solução de trióxido de cromo. A perda de peso das amostras foi determinada e expressa em mm/a (mm de penetração por ano).
Pode-se perceber que, na média, há aproximadamente uma melhora de 4 dobras no desempenho de corrosão em maresia entre as ligas da invenção testadas e as amostras comparativas de liga do tipo WE43.
A relação entre a melhor processabilidade e ductilidade das ligas de magnésio da presente invenção em comparação às ligas do tipo WE43 e suas respectivas microestruturas podem ser percebidas comparando-se as Figs. 2A e 2C às Figs. 2B e 2D. As Figs. 2A e 2C são micrografias que demonstram a porcentagem de área de partículas claramente visíveis em amostras de duas ligas do tipo WE43, cujas análises são dispostas na Tabela 3a. Perceber-se-á que a porcentagem de área é superior a 3%. A presença dessa quantidade de partículas grandes tem o efeito de conferir a essas ligas uma ductilidade relativamente baixa. Por outro lado, as Figs. 2B e 2D apresentam, nas amostras de ligas de magnésio da presente invenção, porcentagens de área das partículas grandes inferiores a 1,5%, melhorando assim significativamente a ductilidade.
Quanto ao comportamento do material moldado em areia, faremos referência às Tabelas 3b e à Figura 4. Ambas as 5 ligas foram produzidas de maneira semelhante, a saber, placas de moldadas em areia tratadas sob a condição T4, mas perceber-se-á que a quantidade de fase frágil retida é significativamente inferior na amostra da invenção D do que na amostra C de liga do tipo WE43.
Tabela 3a
Nota 1 “TRE” = Total de Terras-Raras (RE e
HRE), isto é, Gd, Dy, Yb, Er, Sm, La, Ce, Pr.
Nota 2 nesses exemplos variando
Er, Sm.
Nota 3
ASTM BI 17.
Nota 4
Nota 5
Nota 6
Outra HRE adicional também presente de 10 a 30% da soma de Gd, Dy, Yb,
Corrosão em maresia de acordo com a
Contém 2,1% de Zn e 1,34% de Mn.
Contém 0,46 % de Mn.
Contém 0,02% de Mn e 0,17% de Zn.
Continuação da Tabela 3a - Notas
Explicativas
HRE), isto é, Gd, Dy, Yb, Er, Sm, La, Ce, Pr.
Nota 2 Outra HRE adicional também presente variando de 10 a 30% da soma de Gd, Dy, Yb, Er, Sm.
Nota 3 Liga do tipo WE43, não pertencendo, portanto, à invenção.
Nota 4 Não pertence à invenção.
Tabela 4
| TV2 da Amostra | Areaea de partículas em porcentagem de matriz (%) | Diâmetro médio (microns) | |
| Liga do tipo WE | |||
| ςς | la | 5,8 | 4,3 |
| u | lb | 3,5 | 2,6 |
| Não-Pertencente à Invenção | |||
| ςς | 2c | 5,3 | 2,4 |
| ςς | 2g | 21,8 | 3,6 |
| Pertencente à Invenção | |||
| ςς | 3a | 1,1 | 6,9 |
| ςς | 3d | 0,7 | 2,4 |
| ςς | 3e | 1,7 | 2,6 |
| ςς | 3f | 1,5 | 3 |
| (.(. | 3h | 1,1 | 1,2 |
| (.<> | 3k | 0,5 | 1,2 |
| 31 | 2,5 | 3,7 | |
| 64 | 3m | <0,5 | 0,8 |
1/4
Claims (4)
1. Liga de magnésio adequada para uso como uma liga forjada, a liga sendo caracterizada por compreender:
individualmente: 0 a 0,06% em peso
Ni: 0 a 0,003% em peso, opcionalmente, terras-raras e terras-raras pesadas livres de Y, Nd, Gd, Dy, Er, Yb e Sm em uma quantidade total de até 0,5 % em peso, e o restante consistindo em magnésio e eventuais impurezas em um total de até 0,3% em peso, em que o teor total de Gd, Dy e Er encontra-se na faixa de 0,3 a 1,0% em peso, e em que a liga apresenta uma taxa de corrosão, medida de acordo com a ASTM B117, inferior a 30 Mpy quando forjado.
2. Liga, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a porcentagem da área das partículas precipitadas formadas durante o processamento da liga com um tamanho de partícula médio entre 1 e 15 pm é inferior a 3%.
Petição 870200024912, de 20/02/2020, pág. 4/7
2/4
3. Liga, de acordo com a reivindicação 2, caracterizada
opcionalmente, terras-raras e terras-raras pesadas livres de Y, Nd, Gd, Dy, Er, Yb e Sm em uma quantidade total de até 0,5 % em peso, e o restante consistindo em magnésio e eventuais impurezas em um total de até 0,3% em peso, em que o teor total de Gd, Dy e Er encontra-se na faixa de 0,3 a 1,0% em peso, e em que
Petição 870200024912, de 20/02/2020, pág. 5/7
3/4 quando a liga encontra-se na condição T4 ou T6, a porcentagem de área das partículas precipitadas com um tamanho de partícula médio entre 1 e 15 pm é inferior a 3%.
6. Liga, de acordo com a reivindicação 5, caracterizada pelo fato de que a liga apresenta uma taxa de corrosão, medida de acordo com a ASTM B117, inferior a 30 Mpy.
7. Liga, de acordo com qualquer uma das reivindicações anteriores, caracterizada pelo fato de que o teor de Y é de 3,5% a 4,5% em peso, preferencialmente de 3,7% a 4,3% em peso.
8. Liga, de acordo com qualquer uma das reivindicações anteriores, caracterizada pelo fato de que o teor de Nd é de 1,5% a 3,5% em peso, preferencialmente de 2,0% a 3,0 % em peso.
9. Liga, de acordo com qualquer uma das reivindicações anteriores, caracterizada pelo fato de que o teor de Zr é de 0,1% a 0,7% em peso.
10. Liga, de acordo com qualquer uma das reivindicações anteriores, caracterizada pelo fato de que o teor total de Gd, Dy e Er encontrase na faixa de 0,5% a 1,0% em peso, preferencialmente inferior a0,6% em peso.
11. Liga, de acordo com qualquer uma das reivindicações anteriores, caracterizada pelo fato de que o teor total de Nd, Gd, Dy e Er encontra-se na faixa de 2,0% a 5,5 % em peso.
12. Liga, de acordo com qualquer uma das reivindicações anteriores, caracterizada pelo fato de que o teor total de terras-raras livre de Y, Nd, Gd, Dy e Er ser inferior a 13% do peso total de Gd, Dy e Er.
13. Liga, de acordo com qualquer uma das reivindicações anteriores, caracterizada pelo fato de que Sm está presente em uma quantidade inferior a 0,02% em peso.
Petição 870200024912, de 20/02/2020, pág. 6/7
4/4
14. Liga, de acordo com qualquer uma das reivindicações anteriores, caracterizada por ter um teor de magnésio de ao menos 91% em peso.
15. Liga, de acordo com qualquer uma das reivindicações anteriores, caracterizada pelo fato de que, quando a liga encontra-se na condição T4 ou T6, a porcentagem de área das partículas de tamanho médio superior a 1 pm e inferior a 15 pm é inferior a 1,5%, preferencialmente porcentagem de área das partículas de tamanho médio superior a 1 pm e inferior a 7 pm é inferior a 3%.
16. Liga, de acordo com qualquer uma das reivindicações anteriores, caracterizada por, quando fundida, tratada a quente, forjada e/ou usada, ser usada como liga de base para um compósito de matriz metálica.
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