Com objetivo de avaliar a superfície da falha, a seguir estão apresentadas para cada uma das condições fabricadas e ensaiadas, as imagens de fratura de alguns corpos de prova que falharam durante o ensaio de fadiga e, portanto, não atingiram 1,0E7 ciclos de carregamento.
Al3Si2,5Cu 30" Al3Si2,5Cu 30" T6 Al3Si2,5Cu 60" Al3Si2,5Cu 60" T6
Se 64,5 74,2 64,0 59,7 IM 5,4 11,9 5,4 5,4 0,0 10,0 20,0 30,0 40,0 50,0 60,0 70,0 80,0 90,0 T en são ( MP a) Amostras
Estas imagens estão apresentadas sequencialmente iniciando pela amostra Al3Si2,5Cu 30”, Al3Si2,5Cu 30” T6, Al3Si2,5Cu 60” e Al3Si2,5Cu 60” T6. Das imagens apresentadas pelas figuras 4.22, 4.23, 4.24 e 4.25 observa-se que o início da falha está localizado próxima a superfície da amostra ensaiada onde se observa a presença de microporosidade subsuperficial e é importante salientar que nenhum dos corpos de prova ensaiados apresentaram defeito que pudesse ser visualizado a olho nu em sua superfície.
Para a amostra Al3Si2,5Cu 30” ensaiada a imagem 4.22 b apresenta a localização de um vazio onde antes havia um glóbulo de fase primária que foi arrancado durante o processo de faturamento desta amostra o que evidencia o faturamento transgranular, já a figura 4.22 d reforça a evidencia do faturamento transgranular por apresentar um aspecto rugoso. As imagens 4.22 (e) e (f) mostram a seção transversal da fratura que apresenta um caminho predominante no contorno de grão.
A fratura começa a se propagar a partir da região indicada em cada imagem e segue se propagando de maneira estável (superfície mais lisa da imagem) até atingir um comprimento crítico onde se inicia a falha catastrófica do corpo de prova (superfície mais rugosa). Em todos os casos descritos anteriormente, o processo de fraturamento ocorre de maneira transgranular, onde somente a fase secundária da liga é afetada.
Em todas as condições analisadas a origem da falha por fadiga está ligada a presença de porosidade, ainda que residual. Também é possivel verificar que a movimentação da falha ocorre na fase secundária lamelar. Tem-se portanto que processos produtivos em alta quantidade de matéria prima porcessada e com desgaseificação otimizada pode diminuir ou eliminar os pontos de fragilidade da estrutura. Ademais a possivel utilização de modificadores do silício como estrôncio ou sódio pode alterar a morfologia da fase secundária melhorando o comportamento em fadiga.
Microporosidade Região de falha catastrofica
Figura 4. 22 - Fractografia do corpo de prova da amostra Al3Si2,5Cu 30” com falha no ensaio de fadiga com 3150000 ciclos de carregamento com carga de 71,67MPa. Imagens (a), (b), (c) e (d) microscopia eletrônica de
varredura feita na direção normal a superfície de fratura e as imagens (e) e (f) feitas por microscopia ótica na seção transversal da fratura.
Fonte: Autor.
a
b
c
d
Região de falha catastrofica
Figura 4. 23 – Fractografia do corpo de prova da amostra Al3Si2,5Cu 30” T6 com falha no ensaio de fadiga com 180000 ciclos de carregamento com carga de 92,15MPa. Imagens (a), (b), (c) e (d) microscopia eletrônica de varredura feita na direção normal a superfície de fratura e as imagens (e) e (f) feitas por microscopia ótica na
seção transversal da fratura. Fonte: Autor.
a
b
c
d
Figura 4. 24 - Fractografia do corpo de prova da amostra Al3Si2,5Cu 60” com falha no ensaio de fadiga com 750000 ciclos de carregamento com carga de 61,43MPa. Imagens (a), (b), (c) e (d) microscopia eletrônica de varredura feita na direção normal a superfície de fratura e as imagens (e) e (f) feitas por microscopia ótica na
seção transversal da fratura. Fonte: Autor.
Figura 4. 25 - Fractografia do corpo de prova da amostra Al3Si2,5Cu 60” T6 com falha no ensaio de fadiga com 1300000 ciclos de carregamento com carga de 61,43MPa. Imagens (a), (b), (c) e (d) microscopia eletrônica de
varredura feita na direção normal a superfície de fratura e as imagens (e) e (f) feitas por microscopia ótica na seção transversal da fratura.
5. CONCLUSÕES
Dos resultados anteriormente expostos e discutidos no capitulo 4, observou-se que os métodos aplicados para a fabricação da liga Al3Si2,5Cu na condição fundida apresentaram resultados satisfatórios quanto ao limite de tolerância estabelecido para a composição química, para o tamanho médio de grão e para o percentual de microvazios no interior do lingote fabricado.
Para o processamento no SSM por tixoforjamento com fusão parcial controlada (FPC) pelo período de 30 segundos e com FPC por 60 segundos, a condição fabricada com FPC por 30 segundos apresentou tamanho médio de glóbulo primário, bem como, tamanho de grão e fator de forma sutilmente menores que na condição tixoforjada com FPC por 60 segundos, no entanto, para a condição estudada com FPC por 30 segundos, esta apresentou um maior número de defeitos no preenchimento da matriz.
Nos ensaios realizados para avaliação das temperaturas e tempo para o tratamento térmico de solubilização e envelhecimento artificial (T6), ambas as condições tixoforjadas apresentaram excelentes resultados, no entanto, a condição Al3Si2,5Cu com FPC por 30 segundos apresentou menor tempo para precipitação dos elementos de liga. A temperatura para a solubilização adotada para a condição com FPC por 30 segundos foi de 520 °C pelo período de 2 horas e a precipitação foi realizada à temperatura de 180 °C pelo período de 6 horas, já para a condição tixoforjada com FPC por 60 segundos a temperatura e o tempo definidos foram de 520 °C pelo período de 4 horas e a precipitação foi realizada à temperatura de 180 °C pelo período de 6 horas. Os tempos e as temperaturas definidas para o tratamento térmico promoveram mudanças microestruturais significativas na liga estudada para as duas condições de FPC, principalmente a modificação da fase eutética e a dissolução dos elementos de liga na matriz primária.
As propriedades mecânicas médias de tração alcançadas para a liga Al3Si2,5Cu 30” T6, apresentaram resultado superiores a condição não tratada para a tensão limite de resistência (σr) e a tensão de escoamento (σy0,2%), no entanto, houve uma diminuição no alongamento. Já para
a liga Al3Si2,5Cu 60” as propriedades mecânicas alcançadas nos ensaios, apresentaram resultados também superiores em relação a condição não tratada Al3Si2,5Cu 60” para todos os ensaios realizados, exceto para o alongamento. Comparativamente a liga na condição
Al3Si2,5Cu 60” T6 se mostrou superior à condição Al3Si2,5Cu 30” T6 nas propriedades mecânicas de tração, exceto para o alongamento.
A liga Al3Si2,5Cu 30” T6 apresentou um aumento na tensão limite de resistência a fadiga da ordem de 16% relativamente à liga não tratada Al3Si2,5Cu 30”, já a liga Al3Si2,5Cu 60” T6 apresentou uma diminuição de 5,4% comparada à liga não tratada Al3Si2,5Cu 60”. Nestas condições tratadas termicamente como foi apresentado pela tabela 4.5 os valores obtidos para o limite médio de resistência a fadiga (Se) a 10e7 ciclos de carregamento não chegaram a 30% da tensão limite de resistência a tração (σr) ficando menores que a condição não tratada da ordem de 11,2% para a liga Al3Si2,5Cu 30” e 20,7% para a liga Al3Si2,5Cu 60”.
Das análises realizadas nas superfícies fraturadas pode-se observar que o fraturamento na liga Al3Si2,5Cu com FPC por 30 segundos sem e com o tratamento térmico T6 apresentaram microvazios subsuperficiais propiciando a nucleação da fissura nesta região e o posterior crescimento da fissura até a falha. Fica evidente que a falha acontece na região da fase secundária da liga e para as condições onde foi realizado o tratamento térmico T6 o limite médio de resistência a fadiga diminui quando relacionado ao percentual da tensão de ruptura, provavelmente pela diminuição da tenacidade a fratura promovida pelo aumento da dureza desta região.
Sugere-se a otimização da desgaseificação com a adição de modificadores do silício, tais como estrôncio ou sódio.
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