Universidade Federal da Paraíba
Centro de TecnologiaPrograma de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica Mestrado – Doutorado
INFLUÊNCIA DA CICLAGEM TÉRMICA NAS TEMPERATURAS
DE TRANSFORMAÇÃO DE FASE E QUANTIFICAÇÃO DAS
DEFORMAÇÕES RESIDUAIS EM LIGAS COM MEMÓRIA DE
FORMA Cu-Al-Be-Nb-Ni
Por
Ieverton Caiandre Andrade Brito
Dissertação de Mestrado apresentada à Universidade Federal da Paraíba para obtenção
do grau de mestre.
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IEVERTON CAIANDRE ANDRADE BRITO
INFLUÊNCIA DA CICLAGEM TÉRMICA NAS TEMPERATURAS
DE TRANSFORMAÇÃO DE FASE E QUANTIFICAÇÃO DAS
DEFORMAÇÕES RESIDUAIS EM LIGAS COM MEMÓRIA DE
FORMA Cu-Al-Be-Nb-Ni
Dissertação apresentada ao curso de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica da Universidade Federal da Paraíba, em cumprimento às exigências para obtenção do Grau de Mestre.
Orientador: Professor Dr. Tadeu Antonio de Azevedo Mello
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INFLUÊNCIA DA CICLAGEM TÉRMICA NAS TEMPERATURAS
DE TRANSFORMAÇÃO DE FASE E QUANTIFICAÇÃO DAS
DEFORMAÇÕES RESIDUAIS EM LIGAS COM MEMÓRIA DE
FORMA Cu-Al-Be-Nb-Ni
Por
Ieverton Caiandre Andrade Brito
Dissertação aprovada em setembro de 2012
Período letivo 12.1
______________________________________________________________
Tadeu Antônio de Azevedo Mello, Prof. Dr., LSR-UFPB
(Orientador)
______________________________________________________________
Severino Jackson Guedes de Lima, Prof. Dr., LSR-UFPB
(Examinador interno)
______________________________________________________________
Itamara Farias Leite, Profª. Drª., DEMAT-UFPB
(Examinador externo)
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DEDICATÓRIA
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AGRADECIMENTOS
Agradeço primeiramente a Deus, por ter me dado força e entusiasmo para que eu pudesse superar os momentos difíceis e gozar dos bons, junto daqueles que tanto gosto.
Aos meus pais, Cialdo Antônio Brito e Iara Andrade de Brito, meu amado irmão Iere Caindre Andrade Brito e todos os meus familiares que me apoiaram e incentivaram em todo o decorrer dessa minha jornada.
Ao professor Tadeu Antônio de Azevedo Mello, acima de tudo um amigo e companheiro, que me ensinou a amar a pesquisa e que com o seu entusiasmo sempre ajudou a esclarecer as muitas dúvidas que surgiram no decorrer do tempo.
Aos professores Rodinei Medeiros Gomes e Severino Jackson Guedes de Lima, os meus sinceros agradecimentos pelo apoio dado para execução desse trabalho.
Aos amigos Marcus Túlio, Fábio, Danniel, Valdenor, João Dellonx, José Félix André, Breno, Rafael Caluête, Bruno Guedes, Daniele Guedes, Jaqueline, Itamara Leite, Joelma, Lamartine, Diógenes e muitos outros que me animaram e ajudaram nos dias de trabalho árduo e cansativo.
A Tibério Andrade Passos, pela valiosa ajuda na realização das análises de EDS. A todos os professores do Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica que tive a oportunidade de conviver e que contribuíram significativamente no esclarecimento de questões teóricas pertinentes.
Em especial, agradeço aos amigos Jackson e Josivan, por terem gradativamente me ensinando as sutilezas adquiridas somente com a prática.
Ao Laboratório de Solidificação Rápida - LSR, por ter me oferecido toda a estrutura e condições adequadas para a realização deste trabalho.
À Universidade Federal da Paraíba - Campus I, minha alma mater, que muitíssimo
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INFLUÊNCIA DA CICLAGEM TÉRMICA NAS TEMPERATURAS
DE TRANSFORMAÇÃO DE FASE E QUANTIFICAÇÃO DAS
DEFORMAÇÕES RESIDUAIS EM LIGAS COM MEMÓRIA DE
FORMA Cu-Al-Be-Nb-Ni
RESUMO
Neste trabalho avaliou-se a influência de têmperas múltiplas, nas temperaturas de pico da transformação de fase (TPTF) e na microestrutura da liga Cu-11,8Al-0,6Be-0,5Nb-0,27Ni (% em peso), bem como a influência que deformações aplicadas, em temperaturas a partir de Ms, às ligas de composição nominal 0,6Be-0,5Nb-0,27Ni,
Cu-11,8Al-0,55Be-0,5Nb-0,27Ni e Cu-11,8Al-4Nb-2,16Ni-0,5Be, teriam nas deformações residuais. As ligas foram fundidas, homogeneizadas durante 12h a 850ºC e usinadas via eletroerosão à fio. Em seguida, os corpos de prova foram temperados em água a temperatura ambiente sendo posteriormente analisadas via microscopia óptica, microscopia eletrônica de varredura, utilizando-se energia dispersiva de raios-x (EDS), análise calorimétrica diferencial de varredura (DSC) e difratometria de raios-X.
Para as amostras cicladas termicamente, verificou-se que após 22 têmperas uma mudança significativa nas TPTF ocorre, não havendo a partir deste intervalo transformação reversa. A partir da 34ª têmpera, as TPTF permaneceram constantes em torno de 420ºC e as micrografias indicaram mudanças severas em suas microestruturas. Não obstante, não se verificou alteração na relação Cu/Al capaz de alterar as TPTF.
As amostras contendo composição nominal de 0,4% e 0,2% de Be indicaram que as ligas estudadas são fortemente influenciadas pela presença do Be. Quando analisada por difratometria de raios-x, a amostra com 0,2Be indicou a presença das fases ’ e ’, quando submetida a tratamento de envelhecimento a 530ºC.
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deformações de pequena magnitude, com temperaturas acima de Af, mostraram não serem
viáveis. A liga de composição nominal Cu-11,8Al-4Nb-2,16Ni-0,5Be, quando ensaiada sob tração, mostrou fragilidade excessiva mesmo após tratamento térmico de solubilização.
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INFLUENCE OF THERMAL CYCLING IN THE TEMPERATURES
OF PHASE TRANSFORMATION AND MEASUREMENT OF
RESIDUAL DEFORMATIONS IN SHAPE MEMORY ALLOYS
Cu-Al-Be-Nb-Ni
ABSTRACT
In this work was evaluated the influence of multiple quenching in the peak temperatures of phase transformation (PTPT) in the alloy Cu-11.8Al-0.6Be-0.5Nb-0.27Ni (%wt), as well as the influence that deformation applied in temperatures above Ms, at nominal composition Cu-11.8Al-0.6Be-0.5Nb-0.27Ni, Cu-11.8Al-0.55Be-0.5Nb-0.27Ni and Cu-11.8Al-4Nb-2.16Ni-0.5Be, would have on the residual deformation.
The alloys were melted, homogenized during 12h by 850ºC and machined using wire electroerosion. Then, the samples were quenched in water at room temperature and subsequently analyzed by optical microscopy, scanning electron microscopy, using energy dispersive x-ray, differential scanning calorimetric analysis and x-ray diffractometry.
For samples quenched successively, it was found a large change in PTPT after 22 quenching, there is no reverse transformation in this range. From the 34th quenching, the PTPT remained constant around 420ºC and severe changes in your micrographs were detected. Nevertheless, there was no change in Cu/Al able to change the PTPT.
Alloys with containing nominal composition 0.4% and 0.2%Be indicated strong influence of the Be in the PTPT. When analyzed by x-ray diffractometry, the sample with 0.2Be indicated the presence of ' and ' phases, when aged by 530ºC.
For quantifying the residual deformations, the samples were subjected to static tensile and loading/unloading tests. When subjected large deformation and temperature near Ms, the results showed a great residual deformation, whereas small deformations with
temperatures above Af showed not to be viable. The alloy Cu-11.8Al-4Nb-2.16Ni-0.5Be
when tractioned, showed excessive weakness even after treatment of solubilization.
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SUMÁRIO
CAPÍTULO I... 01
1.1 INTRODUÇÃO... 01
1.2 OBJETIVO GERAL... 02
1.2.1 OBJETIVOS ESPECÍFICOS... 02
1.3 ORGANIZAÇÃO DO TRABALHO... 03
CAPÍTULO II... 04
2.1 FUNDAMENTAÇÃO TEÓRICA... 04
2.2 ABORDAGEM HISTÓRICA DAS LIGAS EMF... 05
2.3 TRANSFORMAÇÕES MARTENSÍTICAS... 07
2.4 CARACTERÍSTICAS E APLICABILIDADE DE ALGUNS SISTEMAS DE LIGAS EMF... 08
2.5 ESTABILIDADE TÉRMICA DAS LIGAS EMF... 09
2.5.1 SUPERELASTICIDADE... 13
2.5.2 FENÔMENO DA ESTABILIZAÇÃO DA MARTENSITA... 14
2.5.3 UTILIZAÇÃO DE REFINADORES DE GRÃO EM LIGAS COM EMF... 15
CAPÍTULO III... 17
3.1 MATERIAIS E MÉTODOS... 17
3.2 MATÉRIA PRIMA UTILIZADA PARA A ELABORAÇÃO DAS LIGAS... 18
3.2.1 ELABORAÇÃO DAS LIGAS PARA QUANTIFICAÇÃO DAS DEFORMAÇÕES RESIDUAIS... 19
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CARREGAMENTO...
3.2.3 ENSAIO TERMO ANALÍTICO POR CALORIMETRIA EXPLORATÓRIA DIFERENCIAL – DSC... 23
3.2.4 ANÁLISE POR MICROSCOPIA ÓPTICA... 23
3.2.5 ENSAIO DE TRAÇÃO E QUANTIFICAÇÃO DA DEFORMAÇÃO RESIDUAL... 24
3.3 ESTUDO DAS TEMPERATURAS DE TRANSFORMAÇÃO DE FASE NA LIGA Cu-11,8Al-0,6Be-0,5Nb-0,27Ni APÓS CICLAGEM TÉRMICA... 24
3.3.1 ELABORAÇÃO DA LIGA E DOS CORPOS DE PROVA PARA CICLAGEM TÉRMICA... 25
3.3.2 CICLAGEM TÉRMICA... 25
3.3.3 ENSAIO TERMO ANALÍTICO POR CALORIMETRIA EXPLORATÓRIA DIFERENCIAL – DSC PARA AS AMOSTRAS CICLADAS TERMICAMENTE... 25
3.3.4 ANÁLISE MICROGRÁFICA DAS AMOSTRAS CICLADAS TERMICAMENTE... 26
3.3.5 ANÁLISE POR ENERGIA DISPERSIVA DE RAIOS-X (EDS)... 26
3.4 ELABORAÇÃO E CARACTERIZAÇÃO DAS LIGAS COM COMPOSIÇÃO NOMINAL 0,5Nb-0,27Ni-0,2Be E Cu-11,8Al-0,5Nb-0,4Be-0,27Ni PARA COMPARAÇÃO COM AS LIGAS PREVIAMENTE ESTUDADAS... 26
3.4.1 ELABORAÇÃO E CARACTERIZAÇÃO DA LIGA COM COMPOSIÇÃO NOMINAL Cu-11,8Al-4Nb-2,16Ni-0,5Be PARA COMPARAÇÃO COM AS LIGAS SUBMETIDAS AOS ENSAIOS DE TRAÇÃO ESTÁTICO... 27
CAPÍTULO IV... 28
4.1 RESULTADOS E DISCUSSÕES... 28
4.2 EFEITO DA CICLAGEM TÉRMICA NA LIGA Cu-11,8Al-0,6Be-0,5Nb-0,27Ni... 28
4.3 ENSAIOS DE SUPERELASTICIDADE E QUANTIFICAÇÃO DAS DEFORMAÇÕES RESIDUAIS NA LIGA Cu-11,8Al-0,6Be-0,5Nb-0,27Ni... 44
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4.5 ENSAIOS DE SUPERELASTICIDADE E QUANTIFICAÇÃO DAS DEFORMAÇÕES RESIDUAIS NA LIGA
Cu-11,8Al-4Nb-2,16Ni-0,5Be... 54
CAPÍTULO V... 61
CONCLUSÕES... 61
SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS... 63
CAPÍTULO VI... 64
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LISTA DE FIGURAS
Figura 2.01 - Representação esquemática do comportamento das ligas EMF em função da temperatura e tensão. Fonte: LAGOUDAS (2012)... 05
Figura 2.02 - Evolução da transformação martensítica em ligas EMF em função da temperatura. Fonte: LAGOUDAS (2012)... 08
Figura 2.03 - Diagrama parcial de equilíbrio para o sistema Cu-Al com a adição de 4%Ni (a) e com 0,47%Be (b). Fonte: GONZALEZ (2012)... 10
Figura 2.04 - Representação do fenômeno da superelasticidade em ligas EMF. Fonte: GONZALEZ (2002)... 14
Figura 3.01 - Diagrama das atividades necessárias à quantificação das propriedades termomecânicas das ligas estudadas... 18
Figura 3.02 - Máquina de usinagem por eletroerosão à fio... 20
Figura 3.03 - Corpo de prova para ensaio de tração estático e EC... 21
Figura 3.04 - Ilustração do molde, para vazamento das ligas, com ajuste de dimensão (a1 e a2), tarugo proveniente da fundição (b) e tarugo usinado por eletro erosão a fio (c)... 21
Figura 3.05 - Dispositivo para ensaio de tração estático e cíclico de carregamento... 22
Figura 4.01 - Comportamento das temperaturas de pico das transformações de fase em função do número crescente de tratamentos térmicos de têmpera em água... 29
Figura 4.02 - Evolução da microestrutura das ligas temperadas 1, 10, 20, 22, 24, 26, 30, 40, 52 e 58 vezes respectivamente... 31
Figura 4.03 - Variação da espessura da cama martensítica em função do número crescente de tratamentos térmicos de têmpera em água... 31
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Figura 4.05 - Presença das martensitas estabilizada e termoelástica na amostra temperada 26x e observada a -85ºC... 34 Figura 4.06 - Curvas da análise por DSC para as ligas temperadas 1(em verde) e
58(em azul) vezes e para a liga tratada em 850ºC durante 520 minutos(em vermelho)... 35
Figura 4.07 - Análise qualitativa por EDS para as amostras temperadas 1(a), 20(b), 24(c) e 58(d) vezes respectivamente... 37
Figura 4.08 - Curva de análise por DSC da liga Cu-11,8Al-0,5Nb-0,27Ni-0,2Be.. 39
Figura 4.09 - Curva de análise por DSC da liga Cu-11,8Al-0,5Nb-0,4Be-0,27Ni.. 39
Figura 4.10 - Microestrutura, totalmente martensítica, da liga Cu-11,8Al-0,5Nb-0,27Ni-0,2Be temperada a 850ºC... 40 Figura 4.11 - Microestrutura da liga Cu-11,8Al-0,5Nb-0,27Ni-0,2Be tratada a
530ºC com taxa de aquecimento de 10ºC/min e resfriamento ao forno – aumento 100x... 41
Figura 4.12 - Microestrutura da liga Cu-11,8Al-0,5Nb-0,27Ni-0,2Be tratada a 530ºC com taxa de aquecimento de 10ºC/min e resfriamento ao forno – aumento 500x... 42
Figura 4.13 - Difratograma de raios-x da liga Cu-11,8Al-0,5Nb-0,27Ni-0,2Be, temperada, indicando a presença de fase martensítica (18R) em sua microestrutura... 43
Figura 4.14 - Difratograma de raios-x da liga Cu-11,8Al-0,5Nb-0,27Ni-0,2Be, tratada termicamente, indicando a presença de fase gama em sua microestrutura... 44
Figura 4.15 - Curva de análise por DSC da liga Cu-11,8Al-0,6Be-0,5Nb-0,27Ni... 45
Figura 4.16 - Ensaio de superelasticidade com deformação de 4% e realizado a 25ºC na amostra Cu-11,8Al-0,6Be-0,5Nb-0,27Ni ... 46
Figura 4.17 Ensaio de superelasticidade com deformação de 7% e realizado a -50ºC na amostra Cu-11,8Al-0,6Be-0,5Nb-0,27Ni ... 47
Figura 4.18 - Deformações retidas em função das temperaturas e das deformações aplicadas nos ensaios de superelasticidade para a liga Cu-11,8Al-0,6Be-0,5Nb-0,27Ni ... 48
Figura 4.19 - Gráfico Tensão de Indução da Martensita versus Temperatura de Ensaio para a liga Cu-11,8Al-0,6Be-0,5Nb-0,27Ni ... 49
Figura 4.20 - Curva de análise por DSC da liga Cu-11,8Al-0,55Be-0,5Nb-0,27Ni. 49
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Figura 4.22 Ensaio de superelasticidade com deformação de 7% e realizado a -50ºC na amostra Cu-11,8Al-0,55Be-0,5Nb-0,27Ni... 52
Figura 4.23 - Deformações retidas em função das temperaturas e das deformações aplicadas nos ensaios de superelasticidade para a liga Cu-11,8Al-0,55Be-0,5Nb-0,27Ni... 52
Figura 4.24 - Corpo de Prova da liga Cu-11,8Al-0,55Be-0,5Nb-0,27Ni rompido durante EC... 53
Figura 4.25 - Martensita residual vista após ensaio de superelasticidade, submetida à deformação de 8% e realizado a -50ºC... 53
Figura 4.26 - Curva de análise por DSC da liga Cu-11,8Al-4Nb-2,16Ni-0,5Be... 54
Figura 4.27 - Microestrutura da liga, Cu-11,8Al-4Nb-2,16Ni-0,5Be, temperada a 850ºC e atacada com solução de cloreto férrico... 55
Figura 4.28 - Microestrutura da liga Cu-11,8Al-4Nb-2,16Ni-0,5Be, temperada a 850ºC, com presença de precipitados de Nb... 56
Figura 4.29 - Microestrutura da liga Cu-11,8Al-4Nb-2,16Ni-0,5Be, temperada a 900ºC, com a presença de precipitados de Nb em menor quantidade em relação à temperatura a 850ºC... 57
Figura 4.30 - Microestrutura da liga Cu-11,8Al-4Nb-2,16Ni-0,5Be, temperada a 850ºC e visualizada a -50ºC... 58
Figura 4.31 - Ensaio estático de tração realizado à temperatura ambiente na amostra Cu-11,8Al-4Nb-2,16Ni-0,5Be e temperada a 850ºC... 59
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LISTA DE TABELAS
Tabela 3.01 - Dimensões do corpo de prova padronizado, segundo a norma ABNT NBR- 6152/92 (MB-4) e o corrigido (utilizado neste trabalho)... 21
Tabela 4.01 - Resultado da análise quantitativa por EDS para as amostras temperadas 1,26 e 58 vezes... 38
Tabela 4.02 - Temperaturas de transformação de fase para a liga Cu-11,8Al-0,6Be-0,5Nb-0,27Ni... 46
Tabela 4.03 - Temperaturas de transformação de fase para a liga Cu-11,8Al-0,55Be-0,5Nb-0,27Ni... 49
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LISTA DE SÍMBOLOS
A50– 50% da Transformação Austenítica
Af– Fim da Transformação Austenítica
As – Início da transformação Austenítica B2 - Tipo de Austenita
bcc – Cúbica de Base Centrada CP – Corpo de Prova
CuKα– Linha Espectral Kαdo Cobre DO3 – Tipo de Austenita
DRX – Difratometria de Raios-X
DSC – Calorimetria Diferencial Exploratória
EC – Ensaio Cíclico de Carregamento- Descarregamento EMF – Efeito Memória de Forma
HT – Histerese Térmica L21– Tipo de Austenita
M50– 50% da Transformação Martensítica
Mf - Fim da Transformação Martensítica
Ms– Início da Transformação Martensítica
Ø – Diâmetro
SAE –Society of American Engineers
SMA –Shape Memory Alloy
TM – Transformação Martensítica
TPTA – Temperatura de Pico da Transformação de Fase Austenítica TPTF – Temperatura de Pico da Transformação de Fase
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– Fase Austenita ’ – Fase Martensita – Fase Gama – Austenita ’ – Fase Gama – Martensita
’1– Fase Martensítica com Sequência de Empilhamento 2H
λ – Comprimento de Onda
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CAPÍTULO I
1.1INTRODUÇÃO
As ligas passíveis do efeito memória de forma (EMF) ou em designação inglesa,
Shape Memory Alloy (SMA), vêm sendo largamente estudadas com o intuito de otimização
de suas propriedades termomecânicas. Esses termos, EMF ou SMA, são utilizados para designar uma gama de materiais metálicos que possuem alta capacidade de recuperação de forma após serem submetidos a um ciclo térmico apropriado.
Muitos materiais metálicos possuem essa característica em maior ou menor proporção, no entanto, somente alguns sistemas como os CuAl e CuZn possuem uma relação custo-benefício que as tornam economicamente viáveis de serem aplicadas industrialmente (FERNANDES, 2006) e possuem boa usinabilidade para serem trabalhados. No entanto, as ligas do sistema Ni-Ti possuem propriedades mecânicas excepcionais quando comparada com as dos sistemas já citados, porém o seu alto custo e dificuldade de processamento são os principais responsáveis pelo seu entrave ao uso industrial.
No geral, as ligas EMF em regime pseudoelástico, possuem propriedades mecânicas que as tornam adequadas para uso em diversos campos da engenharia (ISALGUE et al., 2006) como nos setores aeroespacial, automobilístico, controle e
comando em máquinas elétricas, médico e artístico. Para que haja o fenômeno do efeito memória de forma, é necessária a ocorrência das transformações martensíticas, que ocorrem sem difusão atômica e podem ser induzidas através da aplicação de um campo de tensão, mudanças de temperatura ou pela aplicação de ambos.
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rápido ou têmpera (MONTECINOS,CUNIBERTI, 2008). Contudo, algumas ligas do sistema CuAl possuem uma instabilidade térmica significativa, o que implica que, quando submetidas à ciclos de carregamento ou variações contínuas de temperatura, esses materiais tem suas temperaturas de transformação de fase (TPTF) alteradas, possivelmente pela formação de discordâncias e vazios (LIU et al., 2001).
Ademais, no caso especial das ligas contendo berílio (Be), deve-se levar em consideração a perda acumulativa, por oxidação deste elemento, em casos práticos que impliquem altas temperaturas de exposição, uma vez que a perda de pequeníssimas quantidades deste elemento provoca mudanças abruptas nas TPTF, como comprovam trabalhos de Balo et al. (2002) e Dunne et al. (2004).
Portanto, este trabalho tem como objetivo avaliar a influência da ciclagem térmica nas temperaturas de transformação de fase na liga Cu-11,8Al-0,6Be -0,5Nb-0,27Ni, bem como, quantificar as deformações residuais presentes em corpos de prova submetidos à ensaios estáticos de tração e de carregamento-descarregamento, com temperaturas e deformações variáveis.
1.2OBJETIVO GERAL
O objetivo geral desse trabalho é o estudo sistemático de meios que propiciem o aumento das deformações residuais em ligas Cu-Al-Be, bem como avaliar o efeito da ciclagem térmica, por meio de tratamentos térmicos de têmpera (TTT) sucessivos, nas temperaturas de transformação de fase dessas ligas.
1.2.1OBJETIVOS ESPECÍFICOS
Objetiva-se especificamente nesse trabalho a quantificação da deformação residual provocada pela aplicação de uma gama de deformações, crescentes em intensidade, com temperaturas acima da temperatura de início da transformação martensítica, Ms, por meio
de ensaios de carregamento-descarregamento.
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e de varredura, difratometria de raios-x e análise de composição química por fluorescência de raios-x.
1.3ORGANIZAÇÃO DO TRABALHO
O trabalho encontra-se organizado do seguinte modo:
No Capítulo 2 é realizada uma revisão bibliográfica acerca dos estudos relacionados ao desenvolvimento e a caracterização de materiais com efeito memória de forma, em especial as ligas CuAlBe.
No Capítulo 3, materiais e procedimentos experimentais, apresenta-se toda a rota de processamento pela qual todas as ligas estudadas foram submetidas.
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CAPÍTULO II
2.1FUNDAMENTAÇÃO TEÓRICA
O Efeito Memória de Forma (EMF) existente em alguns conjuntos de materiais metálicos ou ligas metálicas, sejam elas mono ou policristalinas, se apresenta em ligas capazes de sofrerem transformações martensíticas (TM). Consiste, portanto, na capacidade que estes materiais possuem de recuperar uma geometria pré-definida quando submetidos a um ciclo termomecânico apropriado.
Do ponto de vista metalúrgico, as ligas mais predispostas a esse fenômeno são as que possuem uma fase homogênea em altas temperaturas e que são capazes de originar uma transformação eutetóide durante o resfriamento. Além do exposto, convém frisar que a relação ordem-desordem presente na maioria das ligas dotadas desse fenômeno é de vital importância para a ocorrência do EMF.
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Figura 2.01: Representação esquemática do comportamento das ligas EMF em função da temperatura e tensão. Fonte: LAGOUDAS (2012).
2.2ABORDAGEM HISTÓRICA DAS LIGAS EMF
Em homenagem ao metalurgista alemão Adolf Martens (1850-1914), que observou, pela primeira vez, a presença de finas estruturas cuja morfologia apresenta-se em forma de agulhas (ou plaquetas), nos aços submetidos ao tratamento térmico de têmpera (CHIAVERINI, 1986), decidiu-se utilizar a designação martensita para se referenciar a este tipo de estrutura.
As transformações martensíticas não são apenas uma exclusividade das ligas ferrosas, onde foram observadas primeiramente, mas fazem parte de um amplo conjunto de materiais (WILLIAM et al., 2010).
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termoelástica, fornecendo a primeira base cinética e cristalográfica para o fenômeno (FERNANDES, 2006).
Chen (1957) demonstrou o EMF em uma liga Cu-Al-Ni e Rachinger aplicou a superelasticidade para construir hastes padrão visando testar a resistência a deformação sobre um ciclo reversível de deformação de 2%, caracterizando a primeira aplicação prática do EMF. Em 1961 a primeira patente para um aparelho usando o EMF foi emitida: Muldawer e Feder usaram uma liga Au-Ag-Cd em um interruptor elétrico termicamente ativado (GONZALEZ, 2002).
Buehler e colaboradores (1962) descobriram o EMF numa liga aproximadamente equiatômica de níquel e titânio (NiTi), patenteada sob a denominação de Nitinol (Ni-Ti-Naval Ordnance Laboratory), uma liga de engenharia. O termo “Memória de Forma” foi estabelecido por este grupo (FERNANDES, 2006). Na década de 70, iniciaram-se desenvolvimentos de projetos ousados, com EMF, como a máquina de calor rotacional de Banks (1973).
Nas duas décadas que seguiram após a identificação do EMF por Chang e Read (1951), a comunidade científica foi estimulada a realizar estudos sobre o fenômeno e a estabelecer uma estrutura para investigação contínua.
Dos anos 80 em diante, o interesse pelas ligas com EMF aumentou bastante, principalmente em relação às suas aplicações comerciais. Atualmente existem empresas dedicadas exclusivamente a elas, como por exemplo, a Raychem, americana, a Souriau, indústria francesa especializada na fabricação de conectores elétricos e líderes européias, que começaram a trabalhar intensamente com essas ligas desde 1983. Sendo seus esforços de pesquisa concentrados nas ligas à base de cobre.
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2.3TRANSFORMAÇÕES MARTENSÍTICAS
As transformações martensíticas (TM) são reações que ocorrem sem difusão, havendo somente uma pequena variação dimensional, da ordem de frações da distância interatômica, entre a fase mãe ou austenita e a fase produto ou martensita. Portanto, dada à maneira pela qual a martensita se forma, não há mudança de composição quando o reticulado da matriz se converte na fase produto, sendo essa formação dependente somente da velocidade do som na matriz austenítica (WILLIAM et al., 2010).
Diferentemente da fase produto obtida nos aços, a martensita presente nas ligas EMF possui uma resistência mecânica inferior à fase matriz que lhe deu origem. É sabido que a martensita dos aços é a fase de maior dureza e resistência mecânica, obtida através do resfriamento rápido a partir da temperatura de austenitização (WILLIAM et al., 2010).
Já nas ligas EMF, a martensita se apresenta como uma fase mais macia do que a austenita, possuindo, portanto, baixo módulo de elasticidade e alta capacidade de amortecimento (FERNANDES, 2006).
Do ponto de vista termodinâmico, a principal força motriz para a reação martensítica é a variação de energia livre. Quando a temperatura de um metal capaz de sofrer uma reação martensítica é reduzida, ele passa por uma temperatura de equilíbrio que separa os intervalos de estabilidade das duas diferentes fases. Abaixo dessa temperatura, a energia livre do metal diminui quando ele passa de uma fase estável em alta temperatura para outra estável em baixa temperatura (FUNAKUBO, 1987).
A mudança de fase durante uma transformação martensítica ocorre pela movimentação da interface que separa a fase matriz da fase produto. Considera-se a interface, geralmente, como um plano não distorcido, macroscopicamente invariável, denominado plano de hábito. Quando a interface se move, os átomos da fase matriz se realinham no reticulado da fase martensítica dando origem a uma nova estrutura cristalina, dentre as 24 variantes possíveis (FUNAKUBO, 1987).
A transformação da fase matriz na fase martensítica têm início e término a temperaturas bem definidas. A temperatura correspondente ao início da transformação austenita - martensita foi designada por Ms, enquanto que à temperatura final
denominou-se Mf. Analogamente, quando o material é aquecido, atinge-se as temperaturas de início e
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respectivamente por As e Af. Para o caso onde se verifica a presença de 50% de fase
austenítica e martensítica respectivamente temos, A50 e M50.
Grande parte destas transformações ocorrem sobre uma faixa de temperatura relativamente estreita, embora o início e o término da transformação durante o aquecimento e resfriamento se estendam sobre uma faixa de temperatura maior.
A representação gráfica da evolução de uma transformação martensítica em função da temperatura é representada na Figura 2.02.
Figura 2.02: Evolução da transformação martensítica em ligas EMF em função da temperatura. Fonte: GONZALEZ (2002).
2.4CARACTERÍSTICAS E APLICABILIDADE DE ALGUNS SISTEMAS DE LIGAS EMF
Considerando-se uma gama de sistemas que são propícios ao EMF, vê-se que o conjunto NiTi possui dentre os demais, uma relação quase que perfeita entre resistência mecânica e elevada resistência a corrosão (ZARNETTA et al., 2010). Essas características,
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Deste modo, a grande demanda para aplicação das ligas EMF vem impulsionando as pesquisas por meios que propiciem boas características mecânicas e térmicas a esse tipo de material. Dentre todos os conjuntos de ligas EMF, as à base de Cu, ou mais especificamente as Cu-Zn-Al e a Cu-Al-Ni, tem sido extensivamente estudadas por serem mais populares do que as ligas NiTi, que possuem elevado custo, difícil processabilidade e EMF significativo até temperaturas a baixo de 100ºC (GAO et al., 1998).
Em relação às ligas NiTi, as ligas à base de cobre são baratas, fáceis de se produzir, possuem boas propriedades mecânicas mas, em contra partida, possuem propriedades como resistência à fadiga e estabilidade térmica empobrecidas (GAO et al., 1998), sem
contar que o seu uso é restrito para determinadas aplicações, como por exemplo as médicas, devido sua incompatibilidade biomédica.
Sendo assim, a utilização de ligas com EMF em diversos setores industriais implica na necessidade da produção de materiais cada vez mais resistentes, economicamente viáveis e com padrões de qualidade que impliquem alta performance às aplicações que se destinam. Uma vez que, quando atuando, esses dispositivos estarão submetidos à esforços de todos os tipos e sujeitos a variações de temperaturas de pequena e/ou de grande ordem.
2.5ESTABILIDADE TÉRMICA DAS LIGAS EMF
Neste contexto, é observado que nos materiais EMF, quando solicitados mecanicamente ou submetidos à ciclos térmicos provenientes de sua aplicação técnica, ocorrem à formação de pequenas discordâncias, de maneira irreversível, durante a transformação martensítica. Se presentes em grandes quantidades, essas discordâncias fragilizam o material, incapacitando-o ou inviabilizando-o para a aplicação prática futura devido os riscos de segurança existentes (ZARNETTA et al., 2010).
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O diagrama parcial de equilíbrio para o sistema Cu-Al, com a presença de 4% de Ni e com a adição de 0,47%Be, pode ser visualizado na Figuras 2.03(a) e 2.03(b) respectivamente, de acordo com Gonzalez (GONZALEZ, 2002).
Figura 2.03: Diagrama parcial de equilíbrio para o sistema Cu-Al com a adição de 4%Ni (a) e com 0,47%Be (b). Fonte: GONZALEZ (2002).
Sendo assim, o mecanismo de formação das discordâncias durante a ciclagem térmica ou o envelhecimento, vem sendo recentemente estudado e compreendido analisando-se monocristais de NiTi. Sua ocorrência durante a transformação de fase, parece estar ligada intrinsecamente às energias elástica e de superfície geradas por incompatibilidades geométricas, ou na alteração a longa distância da relação ordem-desordem presentes na interface das fases de alta temperatura, austenita, e a de baixa temperatura, martensita (ZARNETTA et al., 2010). São essas energias que resultam no que
chamamos de histerese térmica (HT), que mais claramente pode ser entendido como uma barreira energética de interface a ser vencida para que as transformações de fase ocorram.
Mensurar matematicamente essa grandeza, significa estabelecer a diferença entre as temperaturas de início das fases austenita e martensita respectivamente (ZARNETTA et
al., 2010). No caso de uma transformação de fase ideal, poderíamos considerar que as
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temperaturas de As e Ms coincidem, ou seja, uma das fases daria lugar à presença da outra
em uma mesma temperatura.
Do ponto de vista prático, a quantificação dessa histerese térmica é de suma importância, uma vez que valores elevados de histerese térmica tornam algumas ligas adequadas para sistemas de amortecimento (ZARNETTA et al., 2010), uma vez que parte
da energia do sistema a ser amortecido deverá atuar para vencer as energias de interface durante a transformação martensítica.
Neste contexto, muitas pesquisas foram realizadas com o intuito de avaliar a influência do envelhecimento nas propriedades mecânicas de ligas EMF, em especial, Suresh e colaboradores (2008) avaliaram o efeito do envelhecimento em ligas do sistema Cu-Al, mais especificamente Cu-14,1%Al-4%Ni e Cu-13,4%Al-4%Ni em peso, em uma faixa de temperatura de 200 a 300ºC. As amostras envelhecidas mostraram após os tratamentos a presença das fases ’ e ’, bem como a formação de precipitados da fase 2.
Os ensaios de DSC mostraram que as TPTF e a histerese térmica foram sensivelmente influenciadas pelas alterações nas temperaturas de envelhecimento.
Em estudo similar, (FRANÇA, 2011) verificou que o tempo e a temperatura de envelhecimento também influenciam significativamente as propriedades mecânicas e térmicas das ligas EMF. Observou-se que a liga Cu-Al-Be, sofre variações notáveis nas propriedades mecânicas como dureza e módulo de elasticidade, assim como nas TPTF.
Picornell et al.(2006) e Zarubova et al.(1997), observaram uma mudança nas TPTF
devido à transformação das fases ’ em ’ em ligas martensíticas e em ’ em ligas austeníticas, após o envelhecimento. Verificou-se também que esses materiais sofrem envelhecimento após temperados (SURESH, RAMAMURTY, 2008), provocando mudanças metalúrgicas que podem comprometer a confiabilidade em aplicações práticas.
Assim como as ligas NiTi, as ligas Cu-Zn-Al também não são adequadas para utilização em temperaturas acima de 100ºC, sendo que as transformações martensíticas da maioria das ligas EMF ocorrem no intervalo de temperatura -100ºC e 200ºC. O sistema a base de cobre, principalmente as ligas Cu-Al-Ni, vem sendo exaustivamente estudado por assegurarem o efeito em temperaturas próximas a 200ºC e possuírem recuperações elásticas da ordem de 18% (SURESH, RAMAMURTY, 2008).
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características como elevado tamanho de grão e falhas intergranulares que provocam fragilidade, reduzido efeito memória de forma e baixa pseudoelasticidade (GAO et al.,
1998). A solução para tal problema é a introdução de um novo elemento de liga que provoque a redução dos tamanhos de grão e minimizem os efeitos negativos já citados.
Um elemento ternário tem sido adicionado nas ligas NiTi com o intuito de aprimorar as suas propriedades mecânicas. O Nb tem sido um bom atrativo, uma vez que as ligas Ti-Ni-Nb exibem uma ampla histerese de transformação martensítica. Nessas ligas ocorre a separação de uma fase rica em Nb com estrutura bcc na fase matriz (B2) que é a causa provável para o alargamento da histerese térmica da liga (PIAO et al., 1992). Melton
et al. apud Piao et al.(1992), relataram que uma pré-deformação desse material no estado
martensítico pode aumentar a temperatura As, aumentando assim a histerese térmica do
material. Contudo, esse fenômeno só ocorre em um ciclo após a deformação.
Zhao et al.(1990) explicaram que a matriz da liga de NiTi possui além de uma fase
rica em Nb, uma quantidade de Nb insoluvelmente disperso em seu interior. Nas ligas Ti44Ni47Nb9 não se observa uma mudança aparente nas TPTF quando se utiliza pequenas
deformações. Essa mudança nas TPTF não são alteradas simplesmente pela quantidade de deformação aplicada, mas também pela temperatura de homogeneização, quantidade de trabalho a frio e temperatura de deformação (PIAO et al., 1992).
Segundo GAO et al.(1998) é possível analisar que as TPTF também variam
significativamente com o número de tratamentos térmicos ou número de ciclos térmicos. Observaram que para a liga Cu-Al-Ni-Mn-V envelhecida em um intervalo de temperaturas entre 30-180ºC houve um aumento de 23ºC e 18ºC para As e Ms respectivamente após 50
ciclos térmicos. Brito et al.(2011), também verificou que ligas Cu-Al-Be-Nb-Ni sofrem
grande mudanças em suas TPTF quando submetidas a ciclagens térmicas em temperaturas de betatização durante um intervalo de tempo por volta de 10 minutos e em atmosfera não controlada.
Nas ligas EMF a mobilidade das lacunas ou discordâncias é significativamente maior na fase austenítica do que na fase martensítica. Pina et al.(2006) verificaram que
quando uma liga CuAlMn é temperada ao ar, ocorre o aumento de Ms e a diminuição de
Af, indicando, portanto, uma diminuição da histerese térmica da liga, provocada pela
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É possível constatar que para ligas EMF de alta e baixa temperaturas esse comportamento é diferente, sendo que para as ligas de baixa temperatura esse efeito é observado com maior intensidade depois de 10 ciclos térmicos e continua a variar durante todo o processo de envelhecimento até atingir o tempo de 120 minutos (GAO et al., 1998).
2.5.1SUPERELASTICIDADE
O fenômeno da superelasticidade em ligas policristalinas, pode ser entendido como a recuperação praticamente total da forma inicial do material, quando submetido a um ciclo de carregamento-descarregamento. Considerando-se, a temperatura ambiente, uma liga com estrutura completamente austenítica e que é submetida a um carregamento mecânico, observa-se inicialmente uma deformação elástica da fase austenítica, sequência (1)-(2) na Figura 2.04.
Sabe-se, contudo, que as TPTF estão fortemente ligadas aos níveis de tensão aplicados aos materiais EMF, segundo a relação de Clausisus-Clapeyron (FUNAKUBO, 1987). Deste modo, vê-se que a fase austenítica é a fase estável a altas temperaturas e altos níveis de tensão, enquanto que a fase martensítica se torna instável nestas condições.
Portanto, quando se estabelece um nível de tensão, σc, tal que a martensita é
induzida, ponto (2) da Figura 2.04, a quantidade relativa entre a austenita e martensita se altera em quantidade, de modo que ao atingir-se o ponto (3), observa-se a presença de 100% de martensita. Contudo, essa fase se encontra em um estado instável e assim que seja cessado o carregamento, o material tenderá a apresentar a fase que seja mais estável a altas temperaturas, portanto, a fase austenítica, que por sua vez retornará ao ponto inicial de carregamento, haja visto que esta fase se encontra em seu estado elástico (GONZALEZ, 2002).
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Figura 2.04: Representação do fenômeno da superelasticidade em ligas EMF. Fonte: GONZALEZ (2002)
Os pontos 1, 2, 3 e 4 observados no gráfico representam respectivamente: o início do carregamento (1), a indução da martensita por tensão (2), o fim do carregamento (3), retorno à fase austenítica, levando em consideração a histerese mecânica existente (4).
2.5.2FENÔMENO DA ESTABILIZAÇÃO DA MARTENSITA
Quando se avalia os processos de ciclagem térmica, mecânica e de envelhecimento deve-se dar uma atenção especial ao fenômeno da estabilização da martensita, que geralmente está associado com o aumento das temperaturas da transformação reversa (As e
Af) após a deformação (SURESH, RAMAMURTY, 2007). As possíveis causas da
estabilização da martensita podem ser resumidas de duas maneiras distintas: uma se dá por mudanças configuracionais que ocorrem durante o processo de envelhecimento e no segundo caso, podemos dizer que ocorre devido a relaxamentos atômicos que resultam em mudanças energéticas entre as interfaces e defeitos, sendo esse fenômeno chamado na literatura de pinning (GARCÍA, 2000).
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em forma de laço que favorecem a formação de pontos de nucleação de martensita (LIU et
al., 2001).
Quando esses pontos de nucleação aumentam em quantidade, pode-se obter após determinado valor, uma porção de martensita estabilizada que só desaparecerá após um novo tratamento de têmpera (GONZALEZ, 2002). Essa martensita retida, ou estabilizada, diminui o EMF ou pode causar a sua eliminação.
Estudos realizados em ligas à base de cobre, permitem verificar que quando temperadas a partir da temperatura de austenitização em água a 100ºC (PINA et al., 2006)
ou recozidas a 100ºC (GONZALEZ, 2002), ocorre a diminuição na saturação das lacunas induzidas pelos tratamentos térmicos ou mecânicos, devido um aumento na relação ordem-desordem da fase austenítica.
A dependência entre a tensão de indução da martensita e a temperatura de transformação de fase pode ser analisada fazendo-se uso da equação de Clausius – Clapeyron (FUNAKUBO, 1987). Sendo assim, para cada tensão de indução da martensita pode-se associar uma temperatura de indução (LI et al., 2005).
2.5.3UTILIZAÇÃO DE REFINADORES DE GRÃO EM LIGAS COM EMF
Em ligas do sistema Cu-Zn com grãos extremamente grandes uma recuperação de forma de 10% foi obtida por SUTOU et al. (2005) apud SCHROEDER et al.(1976). No
entanto, ligas com EMF policristalinas com tamanhos de grão excessivos são geralmente frágeis e tendem a possuir falhas intergranulares devido ao grande nível de relação ordem-desordem entra as fases com as fases B2, DO3 ou L21.A fase possui uma elevada
anisotropia elástica (FUNAKUBO, 1987) o que provoca um decaimento em sua resistência à fadiga e uma pequena taxa de recuperação de forma (SUTOU, OMORI et al., 2005).
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Portanto, as deformações aplicadas ao sistema, produzem tensões distintas entre os diversos grãos, provocando, em alguns casos, a extrapolação das tensões de escoamento ou de ruptura de alguns desses grãos provocando encruamento ou ruptura, respectivamente.
Objetivando refinar a microestrutura grosseira de ligas Cu-Al-Be, Albuquerque (2010) utilizou a inoculação do elemento Nb na liga fundida e verificou que pequenas porcentagens desse elemento, cerca de 0,5% em peso, provocam um refinamento dos grãos da ordem de 19 vezes em relação à liga sem a presença de Nb.
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CAPÍTULO III
3
3.1MATERIAIS E MÉTODOS
Na Figura 3.01, encontra-se o diagrama com as atividades necessárias à análise microestrutural, quantificação das propriedades mecânicas e por fim, à quantificação da deformação residual.
O primeiro passo foi o estabelecer as composições a serem estudadas em função das TPTF desejadas. Assim, a fundição e a homogeneização foram etapas anteriores aos processos de usinagem por eletroerosão à fio e tratamento térmico de têmpera em água a temperatura ambiente.
A análise por calorimetria exploratória de varredura (DSC) foi utilizada para a determinação das TPTF de cada liga elaborada. Seguidas todas essas etapas, as amostras foram observadas via microscopia óptica e algumas delas por microscopia eletrônica de varredura, utilizando-se energia dispersiva de raios-x (EDS), para avaliar as possíveis variações na composição química das ligas. Em casos particulares, algumas amostras foram submetidas à análise por difratometria de raios-x. Por fim, os corpos de prova foram submetidos a ensaio cíclico de carregamento e descarregamento uniaxial, em função da temperatura, para a avaliação da deformação residual após descarregamento.
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Figura 3.01: Diagrama das atividades necessárias à quantificação das propriedades termomecânicas das ligas estudadas.
3.2MATÉRIA PRIMA UTILIZADA PARA A ELABORAÇÃO DAS LIGAS
Para a elaboração das ligas estudadas neste trabalho foram utilizadas as seguintes matérias primas metálicas:
- Cobre comercialmente puro, tipo eletrolítico, oriundo da empresa Mineração Caraíba S/A;
- Alumínio comercialmente puro (99,9% de pureza);
- Liga mãe Nb-35Ni, em peso, oriunda da Companhia Brasileira de Metalurgia e Mineração – CBMM;
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3.2.1 ELABORAÇÃO DAS LIGAS PARA QUANTIFICAÇÃO DAS DEFORMAÇÕES RESIDUAIS
Três composições foram objetos de estudo para a quantificação de suas deformações residuais, foram elas: Cu-11,8Al-0,6Be-0,5Nb-0,27Ni, Cu-11,8Al-0,55Be-0,5Nb-0,27Ni e a liga Cu-11,8Al-4Nb-2,16Ni-0,55Be. Todas as ligas foram fundidas em um cadinho de grafite-argila e vazadas em um molde de aço comum, de baixo carbono (SAE 1020), com controle de dimensão para o lingotamento, Figuras 3.04a1 e 3.04a2. A importância de se ter um dispositivo com controle móvel de comprimento para o lingotamento, se dá pelo fato de podermos minimizar a quantidade de material fundido, em função das dimensões dos corpos de prova desejados, bem como estimar a quantidade de corpos de prova adquiridos após a usinagem.
Para cada composição, uma quantidade de 500 gramas, aproximadamente, foi fundida utilizando-se um forno de indução de 8KVA e alta frequência, sem controle de atmosfera e cadinho de grafite-argila com capacidade para aproximadamente 700g de material. O limite na quantidade de material se dá justamente pelas limitações de potência do forno e das dimensões do cadinho. Após fundidos os elementos, o lingote obtido possui dimensões na ordem de 22x35x100mm. Depois de desmoldados, os lingotes foram submetidos a um tratamento de homogeneização durante um período de 12 horas a uma temperatura de 850ºC, sendo resfriados no próprio forno.
Seguido o processo de homogeneização, os corpos de prova foram usinados, via eletroerosão a fio, utilizando um equipamento da BENER modelo electrocut AR1300,
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Figura 3.02: Máquina de usinagem por eletroerosão à fio.
Devido às limitações para a obtenção de grandes quantidades de material para preparação de corpos de prova normatizados, uma adaptação à norma ABNT NBR- 6152/92 (MB-4) foi utilizada, juntamente com os requisitos necessários à confiabilidade para os ensaios de tração ditados por normas internacionais (SOUZA, 1982), visando manter as proporções do corpo de prova padronizado, aliando à necessidade de minimizar a quantidade de material para a sua obtenção.
As dimensões do corpo de prova, padronizado e o corrigido, são mostradas na Tabela 3.01. O corpo de prova usado neste trabalho, ilustrado na Figura 3.03, foi produzido de modo a permitir o seu uso específico em um dispositivo inédito, desenvolvido para a utilização neste trabalho e não encontrado, em modelo similar, na literatura. O objetivo deste dispositivo é assegurar que não haja o escorregamento frequentemente observado em garras normais.
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Tabela 3.01: Dimensões do corpo de prova padronizado, segundo a norma ABNT NBR- 6152/92 (MB-4) e o corrigido (utilizado neste trabalho).
A(mm) B(mm) C(mm) D(mm) R(mm)
ABNT 75 12,5 20 200 20
CP corrigido 40 8 18 76 3
Figura 3.03: Corpo de prova para ensaio de tração estático e de carregamento/descarregamento.
Figura 3.04: Ilustração do molde, para vazamento das ligas, com ajuste de dimensão (a1 e a2),
tarugo proveniente da fundição (b) e tarugo usinado por eletro erosão a fio (c). a1
a2 b
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3.2.2 DESENVOLVIMENTO DE UM DISPOSITIVO (GARRA) PARA ENSAIO ESTÁTICO DE TRAÇÃO E CÍCLICO DE CARREGAMENTO
Visando eliminar por completo os riscos de escorregamento entre as superfícies do corpo de prova e das garras convencionais, mascarando assim as verdadeiras deformações impostas às amostras, desenvolveu-se um dispositivo inédito para o ensaio de tração, mostrado na Figura 3.05, que assegura que nenhum deslizamento ocorra, uma vez que um dos objetivos desse trabalho é quantificar as deformações residuais no corpo de prova após cessarem os esforços trativos sobre os mesmos.
O princípio de funcionamento se baseia no fato de que nos ensaios convencionais de tração, os corpos de prova de geometria plana, são fixados às garras por meio do atrito entre a interface superfície amostra - superfície da garra, onde esta possui ranhuras
específicas que asseguram uma maior aderência à amostra. Contudo, as propriedades do material estudado podem interferir drasticamente no travamento do CP. Como exemplo, pode-se citar que um material de elevada dureza e alta resistência possui elevado módulo de elasticidade e não se conforma facilmente às ranhuras da garra, diminuindo as forças de sustentação na interface ocorrendo o escorregameto.
Para anular esse efeito, o dispositivo desenvolvido possui, além dos esforços de compressão, que promovem um travamento por atrito, um ressalto que acomoda a cabeça do corpo de prova, sujeitando-a à compressão durante o ensaio e evitando que haja quaisquer escorregamentos.
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3.2.3 ENSAIO TERMO ANALÍTICO POR CALORIMETRIA EXPLORATÓRIA DIFERENCIAL – DSC
Para determinar as TPTF das ligas obtidas, o equipamento de calorimetria exploratória diferencial da série DSC-60 (Shimadzu Co. Ltd, Kyoto, Japão) foi empregado para a realização do ensaio termo analítico, utilizando-se faixa de temperatura variando de -130ºC a 550ºC, e fluxo de calor na ordem de 40 mW.
Utilizou-se para o ensaio, corpos de prova oriundos do material restante da usinagem dos lingotes, também usinados por eletroerosão a fio, seguidos pelo processo de têmpera em água a temperatura ambiente. Os corpos de prova possuem geometria cilíndrica com dimensões aproximadas de Ø4,6x1,8mm e massa variando em torno de 210 mg. A taxa de resfriamento e aquecimento de 10ºC/min e a atmosfera de fluxo constante de gás argônio de 50 ml/min foram empregadas durante o ensaio.
3.2.4 ANÁLISE POR MICROSCOPIA ÓPTICA
Visando avaliar a microestrutura, uma amostra de cada liga foi retirada dos lingotes, via usinagem por eletroerosão a fio, e depois temperadas a 850ºC em água a temperatura ambiente, utilizando um forno tipo mufla, sem controle de atmosfera modelo 0912 da JUNG com temperatura máxima de 1200ºC.
A têmpera após a usinagem por eletroerosão se dá pelo fato que, durante o corte dos corpos de prova, com tarugos temperados, ocorre a ruptura do fio de molibdênio (Ø0,18mm) utilizado para a usinagem no equipamento de eletroerosão, fato ainda não totalmente explicável e que não é objeto de estudo neste trabalho.
Seguidos os processos citados anteriormente, as amostras foram preparadas seguindo a sequência de lixas com granulometrias de 600, 800, 1000 e 1200, seguido de polimento em alumina com 1,0 e 0,3μm em disco de feltro umedecido em água. Após a sequência de lixamento, as amostras foram limpas com álcool isopropílico e secas com soprador térmico. Para a revelação da microestrutura, as amostras foram atacadas com uma solução aquosa de cloreto férrico durante um intervalo de 10s.
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sobre a amostra e posteriormente passando novamente pelo processo de secagem. Concluída a preparação metalográfica, as amostras foram analisadas por microscopia óptica, utilizando-se um equipamento da marca Karl Zeiss, modelo Axiotech 100 (Iowa, USA), conectado diretamente a um microcomputador.
3.2.5 ENSAIO DE TRAÇÃO E QUANTIFICAÇÃO DA DEFORMAÇÃO RESIDUAL
Para a realização dos ensaios de tração e EC, foi utilizada uma máquina servo pulser EHF da SHIMADZU, com célula de carga de 50KN e câmara de aquecimento e arrefecimento. Para cada composição, um número oportuno de deformações e temperaturas foi definido para avaliar a deformação residual da liga, de modo que um total de 16 corpos de prova foram elaborados para cada composição estudada.
O procedimento utilizado se baseou nas deformações máximas suportáveis pelo material a temperatura ambiente, ou seja, primeiramente realizou-se um ensaio de tração em um corpo de prova de cada liga estudada e determinou-se a sua deformação máxima. Após a realização do ensaio destrutivo, definimos um número decrescente de deformações em temperaturas superiores a Ms. Para as temperaturas inferiores à temperatura ambiente
utilizou-se nitrogênio líquido como meio de arrefecimento.
3.3 ESTUDO DAS TEMPERATURAS DE TRANSFORMAÇÃO DE FASE NA LIGA Cu-11,8Al-0,6Be-0,5Nb-0,27Ni APÓS CICLAGEM TÉRMICA
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3.3.1ELABORAÇÃO DA LIGA E DOS CORPOS DE PROVA PARA CICLAGEM TÉRMICA
Para a obtenção dos corpos de prova, uma quantidade de 400 gramas de material foi fundido utilizando-se do mesmo forno de indução já descrito. Após fundido, o material foi vazado em um molde de grafite com capacidade para três tarugos cilíndricos com dimensões aproximadas de Ø16x80mm. Seguido o processo de fundição, as amostras foram homogeneizadas durante 12h e a 850ºC em um forno tipo mufla, sem controle de atmosfera, sendo resfriados no próprio forno.
Posteriormente à homogeneização, o material foi usinado, via eletroerosão a fio, na forma de um tarugo cilíndrico com dimensões aproximadas Ø4,6x60mm e logo depois, fatiados em pequenos discos com dimensões de Ø4,6x1,8mm e em número de 30, para serem submetidos ao ensaio por DSC após tratamento de têmpera em água.
3.3.2 CICLAGEM TÉRMICA
Um número de 30 corpos de prova foram temperados em água, à temperatura ambiente, para dotá-los do efeito memória de forma. Destas 30 amostras, uma foi retirada para análise e foi nomeada por “amostra temperada 1x”, e as demais foram retemperadas nas mesmas condições e mais uma amostra foi retirada para análise (amostra temperada 2x). Repetiu-se o procedimento de têmpera nas 28 amostras e agora a cada duas têmperas subseqüentes uma amostra foi retirada para análise. O intuito era de se obter amostras sujeitas a números crescentes de TTT utilizando um forno de resistência elétrica sem controle de atmosfera na temperatura de 850ºC durante um período de 10min. Desta forma, a última amostra foi submetida ao 58º (amostra temperada 58x) TTT.
3.3.3 ENSAIO TERMO ANALÍTICO POR CALORIMETRIA EXPLORATÓRIA DIFERENCIAL – DSC PARA AS AMOSTRAS CICLADAS TERMICAMENTE
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temperadas 1 e 58 vezes foram analisadas primeiramente. Posteriormente a essas amostras, seguiram-se análises em amostras intercaladas nesse intervalo.
3.3.4 ANÁLISE MICROGRÁFICA DAS AMOSTRAS CICLADAS
TERMICAMENTE
Devido suas pequenas dimensões, as amostras cicladas termicamente foram embutidas em pequenos pedaços de tubo tipo PVC de 20mm de diâmetro, utilizando resina acrílica e catalisador, para facilitar o seu manuseio. Somente as amostras de numeração 1, 10, 20, 22, 24, 26, 30, 40, 52 e 58 foram embutidas e analisadas.
As etapas referentes à preparação metalográfica e a análise das amostras cicladas termicamente são as mesmas consideradas nos procedimentos metalógraficos anteriormente explicitados, acrescentando somente, na sequência de lixamento, as lixas de granulometria 280 e 400 necessárias para retirada, mais eficiente, do excesso de resina sobre a superfície das amostras.
3.3.5ANÁLISE POR ENERGIA DISPERSIVA DE RAIOS-X (EDS)
As amostras submetidas ao ensaio DSC, citadas em 3.2.4, foram analisadas qualitativamente por mapeamento em linha utilizando-se o método de energia dispersiva de raios-x, EDS, através de um microscópio eletrônico de varredura da OXFORD INSTRUMENTS, modelo LEO 1430, com intuito de avaliar as possíveis mudanças na composição química da liga estudada na medida em que o número de tratamentos aumenta.
3.4 ELABORAÇÃO E CARACTERIZAÇÃO DAS LIGAS COM COMPOSIÇÃO NOMINAL: Cu-11,8Al-0,5Nb-0,27Ni-0,2Be, Cu-11,8Al-0,5Nb-0,4Be-0,27Ni PARA COMPARAÇÃO COM AS LIGAS PREVIAMENTE ESTUDADAS
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Be nas TPTF. Todas as ligas citadas neste sub-título foram analisadas via DSC, sendo a liga com 0,2% de berílio também submetida a análise por microscopia óptica.
Visando reproduzir os efeitos térmicos provocados pela análise de DSC nas amostras ensaiadas termicamente, uma amostra cilíndrica com dimensão Ø20x10mm foi submetida a um tratamento que tenta representar, na medida do possível, as condições térmicas nas quais as amostras se encontram durante o ensaio de DSC e a sua consequência na microestrutura da liga.
O tratamento consistiu em utilizar a mesma programação do ensaio de DSC, ou seja, temperatura máxima de 530ºC com taxa de aquecimento de 10ºC/min e resfriamento no próprio forno. Esta amostra também foi analisada por DRX.
3.4.1ELABORAÇÃO E CARACTERIZAÇÃO DA LIGA COM COMPOSIÇÃO NOMINAL Cu-11,8Al-4Nb-2,16Ni-0,5Be PARA COMPARAÇÃO COM AS LIGAS SUBMETIDAS AOS ENSAIOS DE TRAÇÃO ESTÁTICO
O objetivo da elaboração e caracterização da liga com composição Cu-11,8Al-4Nb-2,16Ni-0,5Be, foi de avaliar a influência da presença de grandes porcentagens, em peso, de Nb, elemento refinador. Espera-se que a presença elevada do Nb possa dar origem a precipitados que venham interferir nas deformações residuais da liga durante as deformações nos ensaios cíclicos de carregamento.
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CAPÍTULO IV
4
4.1RESULTADOS E DISCUSSÕES
Neste capítulo, adota-se a metodologia de separação dos dois estudos simultâneos realizados neste trabalho, que são respectivamente:
1º - verificar a influência da ciclagem térmica, em temperaturas de austenitização (betatização) sob atmosfera não controlada, nas temperaturas de transformação de fase das ligas Cu-Al-Be-Nb-Ni.
2º - avaliar o comportamento das deformações residuais, por meio de ensaios de carregamento ciclíco, em ligas com composições diversas.
4.2EFEITO DA CICLAGEM TÉRMICA NA LIGA Cu-11,8Al-0,6Be-0,5Nb-0,27Ni
Na Figura 4.01 representam-se as temperaturas de transformação de fase em relação ao número de tratamentos térmicos de têmpera em água. Como se pode ver, as temperaturas de pico da transformação de fase inversa, ou austenítica (TPTA), entre o intervalo de 1 a 20 tratamentos térmicos, permanecem quase que inalteradas, sofrendo uma pequena variação de 13ºC. A diferença entre as TPTA correspondentes aos tratamentos de número 1 e 22, de aproximadamente 43ºC, estão de acordo com os resultados apresentados por Brito et al.(2011).
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Figura 4.01: Comportamento das temperaturas de pico das transformações de fase em função do número crescente de tratamentos térmicos de têmpera em água.
A partir do 20º tratamento, essas temperaturas a aumentam subitamente, sofrendo uma variação de -21ºC para 327ºC entre as amostras tratadas 22 e 24x. Verifica-se ainda que após o 24º tratamento, as TPTF continuam a aumentar, porém agora não tão rapidamente como entre as amostras temperadas 22 e 24x. É fácil observar que a partir da 34ª têmpera, os valores das TPTF permanecem praticamente constantes com valores em torno de 420ºC.
É possível analisar, com o resultado dos ensaios de DSC, para as diversas amostras tratadas termicamente, que o pico endotérmico referente à transformação martensita-austenita, se desloca gradativamente entre as amostras tratadas de 1 a 20 vezes e entre as amostras tratadas de 24 a 58 vezes. No entanto, a discrepância nas TPTF entre as amostras tratadas 22 e 24 vezes é consideravelmente grande, chegando a notáveis 348ºC. Deve-se imaginar que algum fenômeno complexo ocorre entre os TTT de número 22 e 24.
30
10x
20x 22x
24x 26x
1x
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Figura 4.02: Evolução da microestrutura das ligas temperadas 1, 10, 20, 22, 24, 26, 30, 40, 52 e 58 vezes respectivamente.
Na Figura 4.03, é possível visualizar a espessura da camada de martensita formada em relação ao número de tratamentos térmicos. Observa-se também que a formação da martensita, em função do número de têmperas, segue praticamente o mesmo comportamento das TPTF em relação ao número de tratamentos térmicos de têmpera.
Figura 4.03: Variação da espessura da camada martensítica em função do número crescente de tratamentos térmicos de têmpera em água.
30x 40x 58x
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A formação crescente de martensita a partir da superfície externa da amostra em função do número de têmperas, que também pode ser vista como a redução da camada interna de austenita em relação ao número de têmperas, possivelmente está associada a um decréscimo na concentração de Al ou de Be ou na concentração de ambos desde a superfície externa.
Tal suposição pode ser posta em discussão, uma vez que a variação na concentração destes elementos pode provocar mudanças significativas nas TPTF. Segundo Funakubo (1987), a variação de 1%, em peso, de Al, pode provocar a mudança nas TPTF na ordem de 100ºC, já estudos realizados por Balo et al. (2002) e Belkahla (1990), indicam que
0,1%, em peso, de Be, provoca uma variação na ordem de 100ºC nestas temperaturas, provocando, portanto, uma grande mudança nestes valores para uma pequena variação desse elemento.
Estas perdas, por sua vez, devem estar associadas à formação de uma camada de óxido que se estende do exterior para o interior da amostra na medida em que o número de tratamentos de têmpera evolui.
A semelhança entre estes dois parâmetros reflete a perfeita correlação entre eles, ou seja, as TPTF estão intrinsecamente ligadas à formação da camada martensítica ou redução da camada interna de austenita, que por sua vez está correlacionada com a oxidação da amostra, exposta à atmosfera do forno, e as possíveis perdas dos elementos Al e Be.
A suposição para a formação do óxido de berílio, BeO, se baseia no fato termodinâmico que esse óxido, de acordo com os diagramas de ELLIGHAM, ao ser formado, provoca uma variação de energia livre padrão negativa muito mais significativa, seguido pelo Al com a formação de Al2O3, do que os demais constituintes da liga,
(ADAMIAN e ALMENDRA, 2002).
Como as amostras foram analisadas microscopicamente após os ensaios de DSC, a martensita observada deve ser uma martensita estabilizada, uma vez que nos ensaios de DSC não foi possível se determinar as temperaturas da transformação reversa. Para corroborar a suposição de que a martensita visualizada é de fato uma martensita estabilizada, um experimento simples foi realizado. Observou-se e fotografou-se a amostra temperada 26x em duas distintas temperaturas; uma na qual a fase austenítica, do interior da amostra, provavelmente estaria totalmente martensítica, ou seja, a baixo de Mf, e outra a
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Na Figura 4.04 é possível presenciar a existência de um anel, de fase martensítica, formado ao redor da amostra temperada 26x e não atacada. Este anel provavelmente deve delimitar a existência de duas zonas; uma exterior, formada provavelmente por material pobre em alumínio e/ou berílio e, portanto, com elevadas temperaturas de transformação de fase, e no seu interior um material com quantidade suficiente de alumínio e/ou berílio para permitir a presença da fase austenítica à temperatura ambiente.
Observa-se, assim, que quando submetido a uma temperatura de análise de aproximadamente -85ºC, a amostra possui a região de fase austenítica totalmente transformada em martensita, como pode ser visualizado na Figura 4.05. Já durante o aquecimento até a temperatura ambiente, a transformação inversa se processa do interior para o exterior da amostra, estabelecendo a configuração inicial mostrada na Figura 4.04.
Pode-se comprovar, portanto, que o anel visualizado nessa amostra é constituído de uma martensita estabilizada. Observou-se também que a transformação inversa de martensita para austenita durante o aquecimento, ocorre do interior para o exterior da amostra, o que comprova a existência, no mesmo sentido, de um gradiente de concentração negativo de Al e/ou Be, que provoca alterações nas TPTF ao longo do raio. Assim, o fato experimental comprova com clareza a hipótese de que existe uma perda do(s) elemento(s) Al e/ou Be durante os TTT na liga estudada, de modo que na região interior da amostra existe uma temperatura de As que cresce a medida que esta se afasta do centro.
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Figura 4.04: Presença de uma camada de martensita estabilizada, em forma de anel, na amostra temperada 26x e observada a 22ºC.
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Deve-se observar que uma liga Cu-11,8Al,(% em peso) apresenta uma temperatura de transformação MS da ordem de 390ºC segundo Funakubo (1987), ou seja, As de
aproximadamente 425ºC, uma vez que é observado que para as ligas Cu-Al-Ni, a histerese térmica é da ordem de 35ºC (FERNANDES, 2006). Desconsiderando-se a presença insignificante dos refinadores Nb e Ni, no caso da liga estudada, observa-se o mesmo comportamento, ou seja, o início da transformação austenítica As é de aproximadamente
420ºC para as amostras temperadas acima de 34x.
É interessante ressaltar que o salto nas possíveis temperaturas de transformação martensita-austenita se dá entre as amostras tratadas 22 e 24x, sendo que, nas micrografias não existe diferença significativa entre as espessuras da camada martensítica observada.
No sentido de verificar a influência que os choques térmicos provocados durante os TTT têm na estabilidade da camada de óxido formada, analisou-se via ensaio DSC, o comportamento de uma amostra de mesma composição nominal, envelhecida a 850ºC durante 520 min, sob atmosfera ambiente e, portanto, mais oxidante do que o fluxo de gás inerte (argônio-Ar) utilizado durante as análises de DSC.
O resultado comparativo, mostrado na Figura 4.06, entre as amostras temperadas 1 e 52x e a amostra envelhecida 520 min, mostra que apenas a oxidação superficial provocada por esse tempo de exposição à atmosfera do forno, não é capaz de alterar tão significativamente as TPTF da liga estudada como aquela causada por 52 tratamentos térmicos e, portanto, 52 remoções de camadas de óxido rico em Be ou Al ou a formação acumulativa de discordâncias e defeitos como explicado por Liu et al. (2001).
