Fundição

Lingotes de 100 g foram produzidos a partir da fusão do Ti comercialmente puro de Grau 2, e Cu e Fe de elevados graus de pureza. Para tanto, foi utilizado um forno a arco elétrico com eletrodo não consumível de tungstênio, cadinho de cobre refrigerado a água e câmara com atmosfera inerte. Para garantir a completa fusão da matéria-prima os lingotes foram girados e refundidos dez vezes.

3.2.2 Homogeneização

Com o objetivo de assegurar a homogeneidade química nos lingotes fundidos, de forma que fossem reduzidas as possíveis segregações e fases metaestáveis desenvolvidas no processo de solidificação, o processo de homogeneização foi realizado. Nessa etapa, os lingotes foram encapsulados em tubos de quartzo com atmosfera inerte e aquecidos em um forno tipo mufla a 950°C, sendo mantidos nessa temperatura por 24 horas. Em seguida, os lingotes foram resfriados ao forno, sendo submetidos a uma baixa taxa de resfriamento, possibilitando a obtenção do equilíbrio das fases.

3.2.3 Conformação a quente

A fim de promover a quebra da estrutura dendrítica formada no processo de solidificação dos lingotes, os mesmos foram submetidos ao processo de forjamento rotativo. Devido à presença de estruturas intermetálicas, o processo foi realizado a quente. Como o forjamento rotativo requer que o material a ser processado possua uma geometria uniforme, os

lingotes foram laminados a quente (900 °C) para que fosse obtido um perfil quadrado com aproximadamente 15 mm de lado. Em seguida, os lingotes foram forjados utilizando uma forja rotativa da marca FENN, modelo 3F-4. Para tanto, as amostras foram aquecidas a 900°C e mantidas nessa temperatura por 10 minutos para que fosse atingida a estabilização térmica. Na sequência, os lingotes foram submetidos a três passes na forja, que foram responsáveis por promover, cada um, uma redução de aproximadamente 25% na área da seção transversal das amostras. Entre cada passe, as amostras foram reaquecidas e mantidas a 900 °C por 5 minutos. Após o último passe, os lingotes foram resfriados ao ar. Ao final desse processo os lingotes apresentavam geometria cilíndrica de aproximadamente 11,5 mm de diâmetro. Com o intuito de remover a camada de óxido formada durante a deformação, os lingotes foram usinados e tiveram seus diâmetros reduzidos à medida de aproximadamente 10 mm.

3.2.4 Caracterização

Essa etapa foi constituída pela análise química, caracterização microestrutural, análise do comportamento mecânico e físico e análise térmica das amostras. A análise química contemplou a determinação da composição química dos lingotes, a qual foi realizada utilizando- se a técnica de fluorescência de raios X por dispersão de energia (Shimadzu EDX 7000), e a avaliação quantitativa da presença de impurezas intersticiais (O e N) que foi executada por meio do analisador LECO TC400. A caracterização microestrutural abrangeu a identificação das fases e microestruturas formadas em cada uma das etapas de fabricação dos lingotes, e para tanto, empregou-se a técnica de análise por difração de raios-X (DRX - Panalytical, modelo X’pert PRO), análise de imagens obtidas a partir de microscopia eletrônica de varredura (Zeiss, modelo EVO MA15) e análise mediante a técnica de espectroscopia por dispersão de energia (EDS). Os comportamentos mecânico e físico das amostras produzidas foram avaliados, respectivamente, por meio de ensaios de microdureza e medição de suas densidades. A densidade foi medida com base no princípio de Arquimedes mediante a utilização de uma balança hidrostática (Gehaka, modelo BK400). Para os ensaios de microdureza (Buehler, modelo 2100), uma amostra proveniente de cada etapa do processo foi submetida a 10 indentações aplicadas com carga de 0,5 kgf por 10 segundos, obtendo-se valores em HV a partir dos quais foram calculados a média e o desvio padrão. Com a finalidade de definir a temperatura na qual seria realizado o tratamento isotérmico, realizou-se a análise térmica das amostras por

meio da técnica de calorimetria de varredura diferencial (DSC), utilizando-se equipamento de marca Netzsch, modelo STA 409. Para tanto, amostras dos cilindros forjados foram aquecidas a 1400 °C e, em seguida, resfriadas mediante taxas de 10 e 40 °C.min-1.

3.3 Tratamento isotérmico

Objetivando o estudo da evolução morfológica das ligas selecionadas quando levadas ao estado semissólido, as mesmas foram submetidas ao tratamento isotérmico. Nessa etapa, quatro amostras de cada liga selecionada foram aquecidas até atingirem o estado semissólido e mantidas na temperatura alvo por diferentes intervalos de tempo (0 s, 60 s, 300 s e 600 s), em seguida, foram resfriadas rapidamente em água e, então, caracterizadas. Tais amostras foram obtidas a partir do corte da seção transversal dos cilindros produzidos, possuindo dimensões de aproximadamente 10 mm de diâmetro por 2 mm de altura. A temperatura alvo foi selecionada com base nos resultados obtidos da análise térmica das ligas.

O método de aquecimento utilizado foi o indutivo por meio da fonte de indução da marca INDUCTOHEAT Brasil, modelo LSS – 200 kHz – 15 kW. Em decorrência das limitações técnicas da fonte de indução não permitirem o aquecimento direto das amostras, devido as baixas massas das mesmas, utilizou-se um susceptor de Nb. A aferição da temperatura durante o reaquecimento foi realizada por um termopar tipo K posicionado próximo à superfície inferior da amostra (referência). O sistema de aquisição de dados conectado ao termopar, tornou possível a obtenção das curvas de aquecimento. Dada à elevada reatividade do Ti, o ensaio foi realizado em atmosfera inerte (Ar) e entre a superfície inferior da amostra e o termopar, foi depositada uma fina camada de óxido de ítrio. A figura 3.3 apresenta um desenho esquemático do sistema de aquecimento utilizado.

Com o intuito de avaliar a diferença entre a temperatura real e a temperatura aferida nas amostras durante o ensaio, realizou-se o processo de calibração. Para tanto, outro termopar tipo K foi posicionado no interior da amostra a partir da sua superfície superior, em seguida a amostra foi aquecida e levada ao estado semissólido para que então as diferenças de temperatura pudessem ser medidas. A figura 3.4 mostra as curvas de temperatura versus tempo obtidas a partir do sinal de resposta de ambos termopares durante o aquecimento da amostra. Como pode

ser observado, após a temperatura alvo ser atingida, a diferença de temperatura entre os termopares estabilizou-se em aproximadamente 50 °C. Notou-se que ao fim da calibração, o termopar posicionado no interior da amostra foi danificado devido ao fato do mesmo ter-se soldado à amostra.

Figura 3.3 Desenho esquemático do corte longitudinal do sistema de aquecimento dos ensaios isotérmicos.

Figura 3.4 Curvas do processo de calibração dos termopares. 3.3.1 Evolução morfológica

Essa etapa teve como finalidade a obtenção de parâmetros relativos à morfologia do semissólido, por meio dos quais seria realizada a avaliação da tixoconformabilidade das ligas selecionadas. Definiu-se que os parâmetros a serem analisados seriam a fração líquida, tamanho de partícula da fase primária e fator de forma. Para tanto, realizou-se a caracterização das amostras que foram submetidas ao tratamento isotérmico. Devido a sua maior proximidade ao termopar de referência, foi estabelecido que a superfície das amostras a ser analisada seria a inferior.

A caracterização foi realizada mediante análises por difração de raios-X (Panalytical, modelo X’pert PRO), por meio das quais tornou-se possível a identificação das fases presentes, e, mediante micrografias obtidas a partir do microscópio óptico (Olympus, modelo BX60M), por meio das quais foram mensurados os parâmetros morfológicos do semissólido. Para que as micrografias fossem realizadas, as amostras foram submetidas à preparação metalográfica e subsequente ataque químico, usando reagente Keller (2 ml de HF, 3 ml de HCl, 5 ml de HNO3 e 190 ml de H2O). Foram obtidas 10 micrografias em regiões aleatórias de cada amostra, por meio das quais foram calculados a média e o desvio padrão para cada um dos parâmetros morfológicos analisados.

A análise das micrografias foi realizada por meio do software ImageJ 1.50i. Com a finalidade de identificar, distinguir e quantificar as fases que supostamente eram líquida e sólida no estado semissólido, as imagens foram submetidas ao processo de binarização, sendo atribuída a cor branca para a fase líquida e a cor preta para a fase sólida (vide figura 3.5). Após a binarização, os parâmetros morfológicos puderam ser calculados. O tamanho de partícula da fase primária foi analisado por meio do diâmetro equivalente (equação 3.1), enquanto o fator de forma foi avaliado mediante a circularidade (equação 3.2), onde “A” representa a área e “P” o perímetro das partículas da fase primária. O diâmetro equivalente mensura as dimensões dos glóbulos mediante o tamanho médio dos diâmetros das partículas primárias, que nesse trabalho será expresso em µm. A circularidade mensura a esfericidade dos glóbulos, sendo expressa em unidades arbitrárias contidas no intervalo de 0 a 1, quanto mais próximo do valor 1, maior é a semelhança das partículas das imagens com um círculo.

Figura 3.5 Exemplo do processo de binarização das micrografias, sendo “a” imagem original e “b” imagem binarizada.

𝐷

_𝑒𝑞

= 2√

𝐴 𝜋 (3.1)

𝐶 =

4𝜋𝐴 𝑃²

(3.2)

Diante da possibilidade de que, na temperatura alvo, as frações líquidas previstas nas simulações termodinâmicas das ligas selecionadas não correspondessem de forma satisfatória às estimadas por meio dos ensaios, foram identificadas duas alternativas para o desenvolvimento de ligas ou condições que permitissem o estudo mais completo do intervalo de fração líquida normalmente aplicada na tixoconformação (30% ≤ fL ≤ 50%). A primeira

alternativa dá-se mediante a alteração da temperatura alvo utilizada nos tratamentos isotérmicos e a segunda ocorre mediante a preparação de novas amostras com teores de cobre ajustados às necessidades da pesquisa. Definiu-se que, para esse trabalho, caso as frações líquidas previstas nas simulações termodinâmicas não condissessem de modo satisfatório àquelas estimadas mediante o tratamento isotérmico, a segunda alternativa seria adotada.

3.4 Ensaio de compressão

Os ensaios de compressão visaram a determinação de parâmetros referentes à reologia do semissólido das ligas selecionadas por meio dos quais fosse possível avaliar o comportamento de deformação das mesmas. A análise foi realizada a partir de uma amostra de geometria cilíndrica referente a cada composição selecionada, com aproximadamente 10 mm de diâmetro e 12 mm de altura.

Esses experimentos foram executados em uma máquina universal de ensaios (EMIC, modelo DL-2000) com capacidade de carga de 20 kN, contendo placas paralelas de alumina e um forno indutivo acoplado ao eixo da máquina. Para que, durante o ensaio, fosse evitado elevado gradiente térmico na amostra em decorrência da transferência de calor para a placa de alumina sobre a qual ela estaria apoiada, foi adicionado um disco de Nb na interface amostra/alumina. Dessa forma o forno indutivo aqueceria a amostra juntamente com o disco de Nb, reduzindo os efeitos de um elevado gradiente de temperatura. Devido à elevada reatividade das ligas de Ti, o ensaio foi realizado em atmosfera inerte (Ar) e foi adicionada uma fina camada de óxido de ítrio na superfície da placa de Nb em contato com a amostra. O acompanhamento da temperatura durante o ensaio foi realizado com o auxílio do pirômetro de marca CHINO, modelo IR-U, o qual foi calibrado por um termopar tipo K inserido na amostra. A figura 3.6 exibe um desenho esquemático do sistema utilizado nesse ensaio.

Os ensaios de compressão consistiram no aquecimento, das amostras até as mesmas atingirem o estado semissólido, seguido do tratamento isotérmico realizado por 300 s na temperatura alvo, e, por fim, a etapa de compressão, onde a altura das amostras foi reduzida a 2 mm. Os dados obtidos a partir desse ensaio foram a força aplicada na deformação das amostras, deslocamento do atuador e tempo para cada instante do experimento.

3.4.1 Caracterização reológica

Estabeleceu-se que o comportamento de deformação dos metais semissólidos estudados nesse trabalho seria analisado por meio das curvas de “força” versus “deslocamento” e “viscosidade aparente” versus “taxa de cisalhamento”. As variáveis dessa última curva foram calculadas mediante os fundamentos teóricos apresentados por Laxmanan e Flemings (1980). Baseado nos dados de saída da máquina universal de ensaios (força, deslocamento e tempo) obtidos durante o experimento e nas equações 3.3 e 3.4, a viscosidade aparente (µ) e a taxa de cisalhamento média (γ’) puderam ser calculadas para cada instante do ensaio de compressão,

𝜇 = (

8𝜋𝐹 3𝑉²

) (

1 𝐻4

−

1 𝐻_𝑜4

)

−1

𝑡

(3.3)

𝛾′

_𝐴𝑉

= − (√

𝑉 𝜋

) (

𝛿𝐻 𝛿𝑡 ⁄ 2𝐻2,5

)

(3.4)

onde “F” representa a força, “V” o volume da amostra, “Ho” a altura inicial da amostra, “H” a altura instantânea da amostra e “t” o tempo.

4.1 Seleção das ligas

A figura 4.1 apresenta a simulação do diagrama de fases do sistema Ti-Cu-4Fe obtida a partir do modelo termodinâmico desenvolvido por Bo et al. (2013) para composições contidas no intervalo de 0 a 45% em peso de cobre. Nota-se que a adição de 4% em massa de Fe ao sistema binário Ti-Cu promove alterações ao diagrama binário (Figura 2.19) devido à presença da fase CCC_B2. Observa-se ainda, mediante a figura 4.2, que as ligas com composições compreendidas no intervalo de 15 à 25% em peso de Cu apresentam potencial para serem tixoconformadas em decorrência dos seus largos intervalos de solidificação da fase primária (região verde do gráfico). Quando a temperatura das ligas atinge aproximadamente 1000 °C o metal entra no estado semissólido, composto partículas sólidas da fase Ti-β envoltas por líquido.

Figura 4.1 Diagrama de fases do sistema Ti-Cu-4Fe simulado a partir do modelo termodinâmico de Bo et al. (2013).

Figura 4.2 Diagrama de fases do sistema Ti-Cu-4Fe simulado a partir do modelo termodinâmico de Bo et al. (2013). Intervalo composicional de 13 a 33% em peso de Cu.

Figura 4.3 Simulação, nas condições de equilíbrio e Scheil, das frações líquidas geradas na transição abrupta de estado em função da porcentagem em peso de Cu.

A figura 4.3 exibe a simulação das frações líquidas geradas nos PTA em função da porcentagem em peso de Cu nas condições de equilíbrio e Scheil. Nota-se que os valores das frações líquidas obtidos a partir das duas condições tendem a aproximar-se à medida que o teor de cobre é elevado. Constata-se também que as ligas com composições de 20 e 22% em peso de Cu apresentam, nos PTA, frações líquidas contidas no intervalo de estabelecido pelo critério

(30% ≤ fL ≤ 50%) em ambas as condições. Uma outra composição que foi levada em

consideração é a Ti-18Cu-4Fe, pois, para tal composição, o limite mínimo de fração líquida no PTA definido pelo critério (30%) estava alocado com uma considerável simetria entre as simulações das duas condições utilizadas, havendo a possibilidade de que a real fração líquida a ser desenvolvida por essa liga estivesse inserida no intervalo do critério estabelecido, ou próximo a ele. Dessa forma, considerou-se que as ligas Ti-18Cu-4Fe, Ti-20Cu-4Fe e Ti-22Cu-4Fe atendiam aos parâmetros de transformação sólido → líquido determinados para esse trabalho.

Outro importante fator que foi levado em consideração na seleção das ligas foi a sensibilidade da fração líquida à temperatura (S*). As figuras 4.4, 4.5 e 4.6 exibem, respectivamente, a simulação das curvas de fração líquida e S* versus temperatura para as ligas Ti-18Cu-4Fe, Ti-20Cu-4Fe e Ti-22Cu-4Fe. Observou-se que, para as frações líquidas superiores às obtidas nos PTA, a S* dessas ligas apresentavam-se com valores significativamente inferiores ao máximo permitido pelo critério adotado (0,015 °C-1_{), indicando que o processo é} considerado controlável por toda essa faixa de fL. Verificou-se que, para todas as três ligas, os valores de S* calculados para temperaturas maiores que a referente aos PTA encontravam-se inferiores à 0,005 °C-1

Figura 4.4 Simulação das curvas de fração líquida e S* versus temperatura da liga Ti-18Cu-4Fe.

Figura 4.5 Simulação das curvas de fração líquida e S* versus temperatura da liga Ti-20Cu-4Fe.

Figura 4.6 Simulação das curvas de fração líquida e S* versus temperatura da liga Ti-22Cu-4Fe.

Por fim, a tabela 4.1 apresenta os intervalos de solidificação obtidos a partir da simulação da transformação sólido/líquido das três ligas em análise. Verifica-se que para ambas as condições adotadas, os intervalos de solidificações dessas ligas encontram-se com valores superiores a 10 °C, que representa o ΔTS-L mínimo indicado na literatura e definido pelo critério desse trabalho para o processamento semissólido (LIU, DAS e FAN, 2004). Na condição de equilíbrio o menor ΔTS-L foi de 276 °C, enquanto que por Scheil o menor foi de 290 ºC. Embora estudos afirmem que a utilização de intervalos de solidificações superiores a 130 °C podem promover a geração de trincas a quente, especialmente em ligas de alumínio (LIU, ATKINSON e JONES, 2005; FAN, 2002; BAKKERUD, KROL e TAMMINEN, 1986), é plausível considerar que o real intervalo de solidificação no processamento de materiais no estado semissólido é substancialmente inferior à diferença entre a temperatura liquidus e solidus (CAMPO, et al., 2015). Ademais, de acordo com Eskin e colaboradores (2004), as trincas a quente podem ser evitadas por meio das refinadas microestruturas geralmente encontradas nas ligas aplicadas ao processo de tixiconformação.

Tabela 4.1 Intervalos de solidificações obtidos a partir da simulação da transformação sólido/líquido das ligas Ti-18Cu-4Fe, Ti-20Cu-4Fe e Ti-22Cu-4Fe.

Liga ΔTS-L (ºC)

Equilíbrio Scheil

Ti-18Cu-4Fe 338 364

Ti-20Cu-4Fe 310 329

Ti-22Cu-4Fe 276 290

Visto que as ligas Ti-18Cu-4Fe, Ti-20Cu-4Fe e Ti-22Cu-4Fe, de acordo com as simulações termodinâmicas, satisfazem aos critérios estabelecidos, as mesmas foram selecionadas para a parte experimental desse trabalho. Entretanto, resultados obtidos a partir da evolução morfológica das ligas selecionadas, os quais são apresentados nas seções posteriores, demonstraram que as frações líquidas previstas por meio das simulações termodinâmicas de tais ligas não corresponderam satisfatoriamente às frações líquidas estimadas nos ensaios experimentais. As simulações termodinâmicas superestimaram a previsão das frações líquidas, de modo que, na temperatura alvo fixada para os tratamentos isotérmicos, as ligas não desenvolveram frações líquidas capazes de representar de forma satisfatória o intervalo normalmente utilizado pela tixoconformação (30% ≤ fL ≤ 50%). Dessa forma, com a finalidade

e novas ligas com maiores teores de Cu foram produzidas: Ti-24Cu-4Fe, Ti-26Cu-4Fe e Ti-28Cu-4Fe. Portanto, nas subsequentes seções desse trabalho serão apresentadas as análises dos resultados experimentais das ligas: Ti-18Cu-4Fe, Ti-20Cu-4Fe, Ti-22Cu-4Fe, Ti-24Cu-4Fe, Ti-26Cu-4Fe e Ti-28Cu-4Fe.

No documento Avaliação da tixoconformabilidade de ligas do sistema Ti-Cu-Fe (páginas 58-71)