UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS
Faculdade de Engenharia Mecânica
CHRISTIANO ARAUJO FACCHINI
Efeito do tratamento térmico T6 no comportamento mecânico e
resistência à fadiga da liga Al-3wt%Si-2,5wt%Cu tixoforjada
CAMPINAS
CHRISTIANO ARAUJO FACCHINI
Efeito do tratamento térmico T6 no comportamento mecânico e
resistência à fadiga da liga Al-3wt%Si-2,5wt%Cu tixoforjada
Orientador: Prof. Dr. Eugenio José Zoqui
CAMPINAS 2020
Dissertação de Mestrado apresentada à Faculdade de Engenharia Mecânica da Universidade Estadual de Campinas como parte dos requisitos exigidos para obtenção do título de Mestre em Engenharia Mecânica, na Área de Materiais e Processos de Fabricação.
ESTE EXEMPLAR CORRESPONDE À VERSÃO FINAL DA DISSERTAÇÃO DEFENDIDA PELO ALUNO CHRISTIANO ARAUJO FACCHINI, E ORIENTADA PELO PROF. DR EUGENIO JOSÉ ZOQUI
... ASSINATURA DO ORIENTADOR
UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS
FACULDADE DE ENGENHARIA MECÂNICA
DISSERTAÇÃO DE MESTRADO ACADEMICO
Efeito do tratamento térmico T6 no comportamento mecânico e
resistência à fadiga da liga Al-3wt%Si-2,5wt%Cu tixoforjada
AUTOR: Christiano Araujo Facchini Orientador: Prof. Dr. Eugenio José Zoqui
A Banca Examinadora composta pelos membros abaixo aprovou esta Dissertação:
Prof. Dr. Eugenio José Zoqui
Instituição: Universidade Estadual de Campinas
Prof. Dr. Itamar Ferreira
Instituição: Universidade Estadual de Campinas.
Prof. Dr. Julian Arnaldo Avila Diaz
Instituição: Universidade Estadual Paulista
A Ata da defesa com as respectivas assinaturas dos membros encontra-se no processo de vida acadêmica do aluno.
Resumo
Um dos principias problemas da disseminação e uso da tecnologia de processamento de ligas metálicas no estado pastoso (SSM) é a falta de informações criteriosas sobre o comportamento mecânico dos produtos manufaturados. Este trabalho busca preencher esta lacuna ao avaliar as propriedades mecânicas de dureza (HV), limite de resistência à tração (σr),
tensão de escoamento (σy), alongamento (ε) e a resistência a fadiga (Se - para 10 E7 ciclos de
carregamento) da liga Al-3wt%Si-2,5wt%Cu fabricada por tixoforjamento. A operação de tixoforjamento nada mais é do que o forjamento combinado à fusão parcial controlada (FPC) à temperatura semissólida. Para a avaliação das propriedades mecânicas a fabricação da matéria prima foi realizada por lingotamento direto do metal fundido à temperatura de 685 °C, em uma lingoteira refrigerada e sob a influência de um campo magnético com intensidade de aproximadamente 14 Gauss. O líquido foi previamente inoculado com refinador químico de grão Al5Ti1B, e desgaseificado com a finalidade principal de diminuir a concentração do gás H2 além de arrastar óxidos para a superfície à temperatura de 750 °C. Posteriormente o material
foi caracterizado quanto à composição química e a quantidade de porosidade, além da caracterização da microestrutura. Em seguida a matéria prima foi reaquecida para o tixoforjamento com FPC à 615 °C por 30 e 60 segundos, sendo tixoforjadas em uma prensa pneumática com capacidade de 12 Ton. Parte das amostras tixoforjadas também foram submetidas a tratamento térmico (T6) solubilizada à 520 °C por 2 horas e envelhecimento artificial à 180 °C por 6 horas. Para tanto, um estudo para a determinação das melhores condições, (tempo e temperatura) para o tratamento também foi realizado. Após a definição da melhor condição para o tratamento térmico de cada condição tixoforjada os testes mecânicos foram realizados. O tixoforjamento como um todo gerou peças com baixa quantidade de microvazios, cerca de 1% e o T6 aumentou a resistência mecânica em termos de σr, de 205 MPa
para 328 MPa, a σy de 104 MPa para 289 MPa, com pequena queda no valor ε, de 4,3% para
2,2. Na melhor condição de tratamento térmico T6 o resistência à fadiga Se da liga Al-3wt%Si-2,5wt%Cu fabricada por tixoforjamento, solubilizada e envelhecida, chegou à 74,2 MPa.
Palavras Chave: Tixoforjamento, Fusão parcial controlada, tratamento térmico T6, resistência
Abstract
One of the main problems with the dissemination and use of SSM technology is the lack of insightful information about the mechanical behavior of manufactured products. This paper seeks to fill this gap by evaluating the mechanical properties of hardness (HV), tensile strength limit (σr), yield stress (σy), elongation (ε) and fatigue strength (Se - for 10 E7 cycles loading of the Al-3wt% Si-2.5wt% Cu alloy manufactured by thixforging. The thixoforging operation is nothing more than controlled partial fusion (CPF) combined forging by isothermal treatment times at 30 and 60 seconds. For the evaluation of the mechanical properties, the manufacture of the raw material was performed by direct casting of the molten metal at 685 ° C, in a refrigerated ingot mold and under the influence of a magnetic field with a intensity of approximately 14 Gauss. The liquid was previously inoculated with Al5Ti1B grain chemical refiner, and degassed under constant argon flow with 2 L / minute flow for a period of 10 minutes with the main purpose of decreasing H2 gas concentration and dragging oxides to the surface. at a temperature of 750 ° C. Subsequently, the material was characterized by chemical composition and porosity, besides the microstructure characterization. Then the raw material was reheated for FPC thixoforging at 615 ° C for 30 and 60 seconds, both were thixoforged in a 12 Ton capacity pneumatic press. Part of the thixoforged samples also underwent heat treatment (T6) of solubilization at 520 ° C for 2 hours and artificial aging at 180 ° C for 6 hours. Therefore, a study to determine the best conditions (time and temperatures) for the treatment was also performed. After defining the best condition for the heat treatment of each thixoforged condition the mechanical tests were performed. The whole thixoforging procedure generated parts with low microvolume, about 1% and T6 increased the mechanical strength in terms of σr, from 205 MPa to 328 MPa, to σy from 104 MPa to 289 MPa, with slight drop. in the ε value from 4.3 % to 2.2 %. In the best heat treatment condition T6 the fatigue strength Se of the aged, solubilized and thixoforged Al-3wt% Si-2.5wt% Cu alloy reached 74.2 MPa.
Key Words: Thixoforming, Controlled partial fusion, T6 heat treatment, fatigue
Lista de Ilustrações
Figura 1. 1 – A sequência de ilustrações mostra o comportamento pastoso de uma liga
metálica no estado semissólido (SSM). ... 15
Figura 2. 1- Morfologia da liga Al3Si2,5Cu fundida a e c, globularizadas d e processada por tixoforjamento b. ... 22 Figura 2. 2 – Microestrutura da liga Al3Si2,5Cu tixoforjada com FPC 30 segundos em uma porosidade contida em uma amostra fraturada. ... 23 Figura 2. 3 - Fração líquida esperada de Scheil (a) e curvas de sensibilidade (b) vs.
temperatura para ligas de Al-Si-Cu com base em um teor de elemento de liga de 2 a 7% em peso de Si e até 2,5% em peso de Cu, 0,2% em peso (Fe , Mg, Ti) e 0,01% em peso (Mn, Ni, Cr). ... 27 Figura 2. 4 - Mecanismos de engrossamento dendrítico de Ostwald ripening: (a) e (b)
Kattamis e Flemings (KATTAMIS, 1967); (c) KAHLWEIT (KAHLWEIT, 1968). ... 28 Figura 2. 5 - Esquema geral dos mecanismos de engrossamento dendrítico por coalescência: (a) Young e Kirkwood (YOUNG, 1992; KIRKWOOD, 1994); (b) Genda (GENDA, 1987). 28 Figura 2. 6 – Engrossamento na solidificação dendrítica: a) estrutura no início da formação, b) e c) estrutura no desenvolvimento da solidificação que mostra o engrossamento. ... 29 Figura 2. 7 - Espessamento tardio das estruturas de grãos finos: ... 30 Figura 2. 8 - Representação estatística dos resultados de ensaio de fadiga. ... 34 Figura 2. 9 - Representação esquemática das regiões de início, propagação e falha catastrófica do processo de fadiga. ... 35 Figura 2. 10 - Ensaio de um material hipotético para a determinação da resistência à fadiga (Se) utilizando o método escada. ... 37
Figura 3. 1 – Fluxograma. ... 43 Figura 3. 2 - Mapeamento do campo eletromagnético em função da altura do lingote. ... 46 Figura 3. 3 - (A) Cadinho com o material para vazamento, (B) Vazamento e (C) lingote fundido. ... 47 Figura 3. 4 - Localização da retirada da amostra para análise da composição química. ... 48
Figura 3. 5 – Exemplo do estudo da porosidade na liga. Amostras da metalografia convencional a, b e c, sendo a e b na condição fundida e c na condição tixoforjada e as
imagens a’, b’ e c’ apresentam a identificação da área porosa para o cálculo. ... 50
Figura 3. 6 - Forno de Indução e Prensa Pneumática. ... 52
Figura 3. 7 - Material processado por fundição (a) e material tixoforjado (b). ... 53
Figura 3. 8 - Posicionamento das retas utilizadas para contagem de glóbulo e grão. ... 55
Figura 3. 9 - Identificação dos glóbulos para o cálculo do fator de forma/circularidade (SF) da microestrutura da matéria prima fabricada. Onde: a e a’ condição fundida e b e b’ condição tixoforjada. ... 56
Figura 3. 10 - Corpo de prova utilizado para o ensaio de tração. ... 61
Figura 3. 11 - Máquina de flexão rotativa para ensaio de fadiga. ... 62
Figura 3. 12 - Corpo de provas utilizado para o ensaio de fadiga. ... 63
Figura 3. 13 - Carregamento do corpo de prova e as tensões atuantes. ... 63
Figura 4. 1 - Peças tixoforjadas na condição de 30 segundos de FPC. ... 66
Figura 4. 2 - Peças tixoforjadas na condição de 60 segundos de FPC ... 66
Figura 4. 3 – (a) - peça tixoforjada e (b) - divisão da peça tixoforjada para a retirada dos corpos de prova. ... 67
Figura 4. 4 - Estudo da porosidade na liga fundida, globularizada e tixoforjada nas condições de 30 e 60 segundos de fusão parcial controlada. ... 69
Figura 4. 5 - Microestrutura com luz polarizada da liga Al3Si2,5Cu na condição fundida. .... 70
Figura 4. 6 –Microestrutura da liga Al3Si2,5Cu na condição Tixoforjada com FPC30” (a e c) e Tixoforjada com FPC60” (b e d) ... 71
Figura 4. 7 - Micrográfia da liga Al3Si2,5Cu na condição Tixoforjada com FPC30” (a e c) e Tixoforjada com FPC60” (b e d). ... 72
Figura 4. 8 - Gráfico comparativo entre as amostras da liga Al3Si2,5Cu fundida, tixoforjadas com FPC de 30 e tixoforjada com FPC de 60 segundos. ... 73
Figura 4. 9 - Mapa dos elementos constituintes na liga Al3Si2,5Cu na condição fundida, a-micrografia, b-alumínio, c-silício, d-cobre, e-ferro e f-titânio. ... 75
Figura 4. 10 - Mapa dos elementos constituintes da liga Al3Si2,5Cu na condição tixoforjada com FPC por 30 segundos. a-Micrografia, b-alumínio, c-silício, d-cobre, e-ferro e f-titânio. 76 Figura 4. 11 - Mapa dos elementos constituintes da liga Al3Si2,5Cu na condição tixoforjada com FPC por 60 segundos. a-Micrografia, b-alumínio, c-silício, d-cobre, e-ferro e f-titânio. 77 Figura 4. 12 - Dureza para cada tempo de precipitação da liga Al3Si2,5Cu fabricada por tixoforjamento com fusão parcial controlada pelos tempos de 30 e 60 segundos solubilizadas por 2 e 4 horas a 520 C, sob precipitação à 180 C. ... 78
Figura 4. 13 - Dureza e desvio padrão das amostras: fundida, Tixoforjada com FPC de 30 segundos (Al3Si2,5Cu 30”); Tixoforjada com FPC de 30 segundos e tratamento térmico T6 (Al3Si2,5Cu 30” T6); Tixoforjada com FPC de 60 segundos (Al3Si2,5Cu 60”) e Tixoforjada com FPC de 60 segundos e tratamento térmico T6 (Al3Si2,5C 60 T6).Fonte: Autor. ... 79
Figura 4. 14 - comparação entre as microestruturas da liga Al3Si2,5Cu com FPC por 30 e 60 segundos sem o tratamento térmico T6 e com o tratamento térmico T6. ... 81
Figura 4. 15 - Mapa dos elementos constituintes na liga Al3Si2,5Cu na condição tixoforjada com FPC por 30 segundos e tratada termicamente com T6, a-micrografia, b-alumínio, c-silício, d-cobre, e-ferro e f-titânio. ... 82 Figura 4. 16 - Mapa dos elementos constituintes na liga Al3Si2,5Cu na condição tixoforjada com FPC por 60 segundos e tratada termicamente com T6, a-micrografia, b-alumínio, c-silício, d-cobre, e-ferro e f-titânio. ... 83 Figura 4. 17 - Gráfico geral dos melhores resultados obtidos no ensaio de tração em cada uma das condições fabricadas com e sem o tratamento térmico T6. ... 85 Figura 4. 18 – Resultados médios gerais da tensão de escoamento, tensão de ruptura e
deformação percentual para cada condição fabricada e ensaiada. ... 85 Figura 4. 19 - Ensaio de fadiga da liga Al3Si2,5Cu tixoforjada com FPC de 30 segundos nas condições sem tratamento térmico (Al3Si2,5Cu 30”) e com tratamento térmico (Al3Si2,5Cu 30” T6). ... 87 Figura 4. 20 - Ensaio de fadiga da liga Al3Si2,5Cu tixoforjada com FPC de 60 segundos nas condições sem tratamento térmico (Al3Si2,5Cu 60”) e com tratamento térmico (Al3Si2,5Cu 60” T6). ... 88 Figura 4. 21 – Apresentação gráfica dos resultados da resistência à fadiga (Se) e a incerteza da medida (IM). ... 89 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. ... 91 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. ... 92 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. ... 93 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. ... 94
Lista de Tabelas
Tabela 2. 1 - Composição química das ligas hipoeutéticas comerciais do sistema (AlSiCu) e (AlSiMg). ... 19 Tabela 2. 2 - Propriedades mecânicas das ligas hipoeutéticas de sistema (AlSiCu) fundidas em areia. ... 19 Tabela 2. 3 - Temperaturas solidus e temperaturas liquidus, obtidas via ensaio de DSC e simulações no software Thermo-Calc®. ... 25 Tabela 2. 4 - Temperaturas equivalentes às frações sólidas de 45% e 60%, obtidas via ensaio de DSC e simulações no software Thermo-Calc®. ... 26 Tabela 2. 5 – Propriedades mecânicas das ligas mais utilizadas no processamento SSM. ... 32 Tabela 2. 6 - Resultados do ensaio apresentado pela do gráfico da figura 2.12. ... 38
Tabela 3. 1 – Resultados gerais da análise termodinâmica preliminar para determinação das condições de processamento da liga Al3Si2,5Cu tixoforjada ... 43 Tabela 3. 2 - Composição química das matérias primas utilizadas para a fabricação da liga Al3Si2,5Cu. ... 44 Tabela 3. 3 - Balanço de massa para produção da liga Al3Si2,5Cu. ... 44 Tabela 3. 4 – Resultados obtidos da análise da composição química da liga preparada e fabricada por fundição. ... 48 Tabela 3. 5 - Descrição das amostras trabalhadas e tratadas termicamente. ... 57
Tabela 4. 1 - Resultados gerais das amostras da liga Al3Si2,5Cu na condição fundida,
tixoforjada com FPC por 30 segundos e tixoforjada com FPC por 60 segundos. ... 73 Tabela 4. 2 - Desvio padrão dos resultados obtidos no ensaio de tração de cada condição fabricada e tratada termicamente com T6. ... 86 Tabela 4. 3 – Resultados dos ensaios de fadiga para cada condição fabricada. ... 88
Lista de Abreviaturas e Siglas
FPC Fusão parcial controlada Se Resistência à fadiga [MPa]
σy Tensão de escoamento [MPa]
σy0,2 Tensão de escoamento [MPa] calculada com desvio de 0,02% de ε
σr Tensão limite de resistência a tração de escoamento [MPa]
ε Alongamento percentual em 30mm de comprimento
fs Fração sólida
fl Fração líquida
dfl/dT Sensibilidade
AA Aluminum Association
T6 Tratamento térmico de solubilização e envelhecimento artificial HV Dureza Vickers
HV0,1 Dureza Vickers com carga aplicada de 0,1kgf
SSM Semi Solid Materials
%wt weight percent
GLS Globule size
GS Grain size
Sumário
1 INTRODUÇÃO ... 14 1.1 Justificativa... 16 1.2 Objetivos ... 16 1.3 Organização do trabalho... 17 2 REVISÃO DE LITERATURA ... 182.1 Ligas de alumínio Silício para fundição ... 18
2.2 Características microestruturais na tixoconformação ... 20
2.3 Reofundição e Tixoconformação ... 23
2.3 Características da transformação sólido/líquido ... 24
2.4 Características da reologia de materiais semissólidos ... 30
2.4 Propriedades mecânicas de ligas tixoconformadas ... 31
2.5 Fadiga de alto ciclo HCF e fadiga baixo ciclo LCF ... 33
2.6 Natureza Estatística da Fadiga ... 33
2.7 Mecanismos de falha por fadiga... 34
2.8 O método escada para determinação da resistência à fadiga. ... 36
3 MATERIAIS E MÉTODOS ... 41
3.1 Estudo preliminar do comportamento termodinâmico da liga Al3Si2,5Cu ... 42
3.2 Fabricação da matéria prima fundida ... 43
3.3 Análise da composição química da matéria prima fundida... 47
3.4 Análise da porosidade ... 48
3.5 Processamento da liga (tixoforjamento) ... 51
3.6 Caracterização microestrutural das amostras fundida e tixoforjadas ... 52
3.6.1 Metalografia convencional ... 52
3.6.2 Metalografia colorida ... 54
3.7 Avaliação do tamanho de glóbulo (GLS) micrografia convencional, tamanho de grão (GS) micrografia colorida e fator de forma (SF)... 54
3.8 Análise química dos microconstituintes da liga fabricada (MAPA) ... 57
3.8 Determinação das condições ideais para tratamento térmico T6 ... 57
3.8.1 Tratamento térmico de solubilização ... 58
3.8.2 Tratamento térmico de precipitação ... 59
3.11 Ensaio de tração ... 60
3.12 Ensaio de fadiga ... 61
3.13 Fractometria das amostras que falharam no ensaio de fadiga ... 64
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 65
4.1 Produção da matéria prima tixoforjada ... 65
4.2 Análise de vazios das condições fundida, globularizada e tixoforjada. ... 68
4.3 Estudo morfológico da liga Al3Si2,5Cu nas condições: fundida; tixoforjada com FPC por 30 segundos e tixoforjada com FPC por 60 segundos. ... 69
4.4 Cálculo do tamanho de médio de glóbulo (GLS), tamanho médio de grão (GS) e fator de forma (SF). ... 72
4.4 Distribuição dos microconstituintes (MAPA). ... 73
4.5 Definição das temperaturas e tempos para tratamento térmico de solubilização e envelhecimento artificial (T6) ... 78
4.6 Tratamento térmico T6 das peças tixoforjadas nas condições de 30 e 60 segundos de FPC ... 79
4.7 Resultados obtidos no ensaio de tração ... 84
4.8 Resultados do ensaio de fadiga ... 86
4.9 Análise das superfícies fraturadas em fadiga ... 89
5 CONCLUSÕES ... 95
1. INTRODUÇÃO
Com o contínuodesenvolvimento tecnológico, os processos de fabricação foram sendo otimizados e até mesmo reinventados, como é o caso do processamento de metais no estado semissólido (SSM). Este tipo de processamento, relativamente novo, tem seu início na década de 1970 (Spencer, 1972; Flemings, 1974; Flemings, 1976) e continua sendo desenvolvido até os dias de hoje, competindo essencialmente com a tecnologia de fundição sob pressão. A produção de peças no estado semissólido utiliza-se das vantagens que o comportamento reológico da pasta metálica confere ao material a ser processado, promovendo a produção de peças reofundidas ou tixoconformadas com a geometria final com baixa porosidade e praticamente pronta (near net shape) diminuindo assim trabalhos posteriores.
O SSM possui como característica principal o fato de que o material a ser processado possui aspecto de uma pasta metálica, isto é, o material possui fração sólida e fração líquida em proporções previamente definidas que conferem a ele viscosidade suficiente para possuir um aspecto pastoso. A avaliação do comportamento viscoso é precedida pelo estudo do comportamento termodinâmico, relativo ao mapeamento das transformações de fase, assim como da avaliação dos aspectos metalúrgicos. A figura 1.1 ilustra o comportamento pastoso de uma liga metálica no estado semissólido.
Figura 1. 1 – A sequência de ilustrações mostra o comportamento pastoso de uma liga metálica no estado semissólido (SSM).
Fonte: Atikinson (2005).
Relativamente ao processo de forjamento a quente o tixoforjamento oferece possibilidades vantajosas no processo de conformação utilizando matéria prima com altas frações sólidas da ordem de (fs ≥ 35-60%) e suas principais vantagens, são:
• Diversificada seleção de materiais, uma vez que ligas hipoeutéticas e hipereutéticas podem ser utilizadas no SSM;
• Baixa carga de conformação;
• Possibilidade de utilização de equipamentos menores e mais rápidos para conformação; • Produtos com baixa ocorrência de defeitos e possibilidade de conformação em near net
shape (Kang, 2004).
Diversos grupos de materiais vêm sendo estudados para a aplicação e processamento no estado semissólido, porém destacam-se as ligas de alumínio que são bastante utilizadas na indústria, em especial automobilística e aeronáutica. Sendo assim, o estudo das características morfológicas, reológicas e principalmente das propriedades mecânicas das ligas processadas no estado semissólido contribui para o desenvolvimento de materiais nos mais variados ramos da engenharia.
1.1 Justificativa
A tecnologia de processamento no estado semissólido apresenta desafios em sua implementação, desafios que devem ser superados, com a produção de matéria prima adequada, controle de temperatura acurado durante o processo, controle de qualidade adequado com relação as composições químicas e principalmente a porosidade do material processado entre outros. Este trabalho se concentra em investigar a liga metálica Al-3wt%Si-2,5wt%Cu, ou simplesmente Al3Si2,5Cu, em duas condições diferentes de tixoforjamento, nas quais variou-se o tempo de manutenção do material durante o estágio variou-semissólido, após o procedimento da fusão parcial controlada (FPC) que ocorre previamente ao processamento. Posteriormente cada uma das condições processadas passaram por tratamento térmico T6 de solubilização e envelhecimento. Daí pode-se avaliar as propriedades mecânicas de tração, dureza e limite de resistência a fadiga desta liga em quatro condições diferentes de processamento: tixoforjada com fusão parcial controlada por 30 ou 60 segundos seguida, ou não, de tratamento térmico de solubilização e envelhecimento T6.
Este estudo se justifica por subsidiar a literatura com resultados experimentais dos ensaios nas condições com e sem tratamento térmico ainda não estudados e publicados até o presente momento, informações como temperatura e tempo ideal para solubilização da liga, temperatura e tempo ideal de precipitação (envelhecimento artificial), comportamento sob carregamentos dinâmicos (fadiga) assim como características morfológicas ligadas ao tratamento térmico T6 para as condições de FPC por 30 e 60 segundos. Cabe aqui evidenciar que este trabalho é uma continuação do estudo de uma das ligas investigadas por Torres (2013) em sua tese de doutorado sobre liga metálica anteriormente patenteada pelo grupo, a saber: PI 0805450-9 Zoqui, E.J., Paes, M. Lourençato, L.A. Benati, D.M, PROCESSO DE PRODUÇÃO DAS LIGAS METÁLICAS Al-Si-Mg-Cu, LIGAS METÁLICAS Al-Si-Mg-Cu OBTIDAS PELO PROCESSO, data da concessão: 12/02/2019.
Investigar os efeitos dos parâmetros no processamento de tixoforjamento da liga Al3Si2,5Cu e posterior avaliação do efeito do tratamento térmico de solubilização e envelhecimento por precipitação (T6) sobre as propriedades mecânicas de tração, dureza e a resistência a fadiga (Se).
Como objetivos específicos este estudo avalia a microestrutura, a morfologia das fases presentes na liga assim como a distribuição dos microconstituintes que a compõem, a determinação da melhor condição para o tratamento térmico T6 para cada condição da liga processada por tixoforjamento, a resistência à fadiga e avaliação dos mecanismos de dano através da análise da superfície da falha.
1.3 Organização do trabalho
Este trabalho está organizado em capítulos que tratam de cada assunto em uma ordem lógica de desenvolvimento das atividades práticas. O trabalho inicia-se com uma revisão de literatura no capítulo 2, apresentando os sistemas de classificação das ligas de alumino trabalháveis e fundidas, o processamento no estado semissólido, os mecanismos de formação da estrutura globular, algumas técnicas de análise microestruturais e os mecanismos e processo de falha por fadiga. No capítulo 3 está apresentada a metodologia utilizada em cada etapa das experimentações realizadas, no capítulo 4 são apresentados os resultados das experimentações e em cada um dos tópicos deste capítulo se discute os dados obtidos assim como a teoria envolvida, por fim, no capítulo 5 é feita a conclusão do estudo realizado.
2. REVISÃO DE LITERATURA
Este capitulo pretende apresentar as ligas comumente utilizadas para fundição sob pressão, seus aspectos metalúrgicos e propriedades mecânicas assim como trazer uma descrição do processamento no estado semissólido, informações das características finais de tixoconformados além de aspectos importantes para o entendimento do comportamento da liga sob influência de carregamentos cíclicos para o ensaio de fadiga.
2.1 Ligas de alumínio Silício para fundição
As ligas de alumínio silício são caracterizadas por possuírem como elemento químico majoritário o silício e apresentam propriedades que variam com o teor deste elemento. De acordo com a Aluminum Association (AA) este elemento pode variar de 3,3% até 12,6% em peso para ligas hipoeutéticas e de 12,6% até 23% em peso para ligas hipereutéticas.
As ligas de fundição de alumínio mais utilizadas são aquelas que contêm silício e cobre como principais elementos de liga e as quantidades de ambas as adições variam amplamente, de modo que o cobre predomina como elemento majoritário em algumas ligas e o silício em outras. Nestas ligas, o cobre contribui para aumentar a resistência mecânica, e o silício melhora a fluidez aumentando a fundibilidade da liga, as ligas com alto teor de silício normalmente são usadas para fundições mais complexas e para processos permanentes de moldagem e fundição. As ligas Al-Cu-Si com teor superior a 3% de Cu são tratáveis termicamente, mas o tratamento térmico é usado somente com as ligas que também contêm magnésio, o que aumenta sua resposta ao tratamento térmico (ASM, 1998).
A seguir são apresentadas algumas ligas do sistema (AlSiCu) e (AlSiCuMg) hipoeutéticas e tratáveis termicamente, estas ligas são amplamente utilizadas no processo de fundição convencional, mas algumas destas ligas também se aplicam ao processamento no estado semissólido. Estas ligas por possuírem os elementos químicos, magnésio e cobre são tratáveis termicamente. A solubilização do cobre e do magnésio na matriz de alumínio é maior que a solubilização do silício que é de 1,68% em peso contra 15,17%wt para o Mg e 5,75%wt para o
Cu. Estas ligas são classificadas pela (AA) como: 308, 319, 328(h), 332, 333, 354, 355, C355, A355, 356, A356, 357, A357, 380, A380 e 384.
As composições químicas para a condição fundida em areia representada pela sigla (F) e posterior tratamentos térmicos T5, T51, T6, T7 e T71, assim como suas propriedades mecânicas estão apresentadas pelas tabelas 2.2 e 2.3, onde os elementos químicos estão quantificados pelo percentual em peso e as siglas r, y e Se representam respectivamente as propriedades mecânicas de limite de resistência a tração, tensão de escoamento e resistência a fadiga para 10 E7 ciclos de carregamento.
Tabela 2. 1 - Composição química das ligas hipoeutéticas comerciais do sistema (AlSiCu) e (AlSiMg). Liga %wtSi %wt Fe %wt Cu %wt Mn %wt Mg %wt Cr %wt Ni %wt Zn %wt Ti %wt Sn 319 5,5-6,5 1,00 3,0-4,0 0,50 0,10 0,35 1,00 0,25 328(h) 7,5-8,5 1,00 1,0-2,0 0,2-0,6 0,2-0,6 0,35 0,25 1,50 0,25 332 8,5-10,5 1,20 2,0-4,0 0,50 0,5-1,5 0,50 1,00 0,25 333 8,0-10,0 1,00 3,0-4,0 0,50 0,05-0,5 0,50 1,00 0,25 354 8,6-9,4 0,20 1,6-2,0 0,10 0,4-0,6 0,10 0,20 0,05 355 4,5-5,5 0,60 1,0-1,5 0,50 0,4-0,6 0,25 0,35 0,25 0,05 C355 4,5-5,5 0,20 1,0-1,5 0,10 0,4-0,6 0,10 0,20 0,05 356 6,5-7,5 0,60 0,25 0,35 0,2-0,45 0,35 0,25 0,05 A356 6,5-7,5 0,20 0,20 0,10 0,25-0,45 0,10 0,20 0,05 357 6,5-7,5 0,15 0,05 0,03 0,45-0,6 0,05 0,2 0,05 A357 6,5-7,5 0,2 0,2 0,1 0,4-0,7 0,05 0,2
Fonte: Adaptado de Aluminum Association AA
Tabela 2. 2 - Propriedades mecânicas das ligas hipoeutéticas de sistema (AlSiCu) fundidas em areia. Liga Condição r (MPa) y(0,2%) (MPa) ε% dureza (HB) Se (MPa)
T5 206,8 179,2 13,8 551,5 75,8 T6 248,2 165,4 13,8 551,5 75,8 328(h) F 172,3 96,5 6,9 - - T6 234,4 144,8 6,9 - - 354 T62 379,2 310,2 20,7 - - 355 F 158,6 82,7 20,7 0 0 T51 193,0 158,6 13,8 448,1 55,1 T6 241,3 172,3 20,7 551,5 62,0 T7 262,0 179,2 6,9 586,0 68,9 T71 241,3 199,9 13, 8 517,0 68,9 C355 T6 268,9 199,9 34,5 586,0 - 356 F 165,4 124,01 41,4 - - T51 172,3 137,9 13,8 413,6 55,1 T6 227,5 165,5 27,6 482,6 58,6 T7 234,4 206,8 13,8 517,0 62,5 T71 193,0 144,8 27,6 413,6 58,6 A356 F 158,6 82,7 41,4 - - A357 T51 179,2 124,1 20,7 - - A358 T6 275,8 206,8 41,4 517,0 - A359 T71 206,8 137,9 20,7 - - 357 F 172,3 89,6 34,5 - - T51 179,2 117,2 20,7 - - T6 344,7 296,4 13,8 - - T7 275,8 234,4 20,7 413,6 - A357 T6 317,1 248,2 20,7 586,0 82,8
Fonte: Adaptado de Kaufman (2004).
2.2 Características microestruturais na tixoconformação
Comparativamente ao forjamento convencional o tixoforjamento oferece cargas de trabalho significativamente reduzidas e a possibilidade de produzir componentes geométricos complexos próximo a sua forma final (near net shape) que não poderiam ser produzidos pelo forjamento. No entanto, as ligas de alumínio de alta resistência que normalmente são usadas no forjamento não são adequadas para o processamento no estado semissólido, especialmente por apresentarem tendência na formação de trincas a quente durante a solidificação da fase líquida.
Por este motivo, as propriedades mecânicas superiores dos componentes forjados não podem ser alcançadas completamente no tixofojamento (HIRT, 2009).
Para que uma determinada liga metálica seja processada no estado semissólido a liga deve possuir uma morfologia que permita propriedades reológicas favoráveis ao escoamento do material. Sua estrutura se caracteriza no aspecto morfológico pelo formato globular da fase primária em meio a uma matriz de fase secundária o que justifica suas propriedades tixotrópicas e apresentam em seu estado pastoso propriedades reológicas favoráveis, conferindo ao material viscosidade e consequente comportamento tixotrópico e pseudoplástico (FAN, 2002 e ZOQUI, 1995). Esta estrutura globular apresenta reduzidos gradientes de composição e está envolta em uma estrutura de solidificação rápida tradicional com significativos gradientes de composição química (ROBERT, 1987). A fusão parcial controlada (FPC) consiste no reaquecimento da liga até a temperatura correspondente a fração líquida desejada para o SSM e a esta temperatura a liga é mantida por um período de tempo que propiciará a globularização da fase primária.
Por este motivo a grande maioria das ligas testadas como matérias-primas ou já em uso comercial são de sistemas de ligas eutéticas como por exemplo o sistema Fe-C, Al-Si e Mg-Al, embora aços especiais sejam peritéticos no regime semissólido e ligas de magnésio para SSM apresentem comportamento distinto (ZOQUI, 2014).
Somente com o uso da metalografia convencional o estudo do tamanho da partícula não produz resultados satisfatórios, sendo necessário a utilização de metalografia com luz polarizada. Neste trabalho o tamanho de grão denominado (GS) é representado na metalografia com luz polarizada aqui denominada de Micrografia e como tamanho de glóbulo primário subentende-se a partícula primária existente na micrografia convencional (GLS). Quando a amostra é observada com luz polarizada, a estrutura dos grãos fica evidenciada por meio de diferentes cores devida a diferentes orientações cristalográficas de cada grão, como mostra a Figura 2.1a e 2.1b. Nas figuras 2.1a e 2.1c estão apresentadas as microestruturas da liga Al3Si2,5Cu fundida sob a influência do campo magnético, onde é possível observar o formato de roseta do grão primário, já na figura 2.1d pode-se observar o formato globular do grão que passou pelo tratamento de globularização com fusão parcial controlada à 615 °C por 30 segundos e na figura 2.1b está apresentada a liga que passou pelo tixoforjamento também com fusão parcial controlado a 615 °C por 30 segundos.
Figura 2. 1- Morfologia da liga Al3Si2,5Cu fundida a e c, globularizadas d e processada por tixoforjamento b. Fonte: Autor.
Na figura 2.2, pode-se observar através de microscopia eletrônica de varredura (MEV) o formato globular da fase primária com topografia tridimensional. Esta imagem foi observada em uma porosidade identificada após a fratura de um corpo de prova da liga estudada neste trabalho.
a b
Figura 2. 2 – Microestrutura da liga Al3Si2,5Cu tixoforjada com FPC 30 segundos em uma porosidade contida em uma amostra fraturada.
Fonte: Autor.
2.3 Reofundição e Tixoconformação
Na reofundição o material a ser processado tem sua morfologia modificada durante o processo de solidificação, quando este é resfriado até a temperatura que corresponde a uma determinada fração de sólido e fração líquida previamente definida. Nesta temperatura o material permanece por um curtoperíodo, também definido previamente, sob influência de forte agitação no líquido que pode ser promovida por meio de campo magnético, ultrassom e mecânica. Este procedimento promove a multiplicação cristalina e a modificação da fase primária, transformando-a em uma microestrutura globularizada em meio a um líquido rico em soluto que dará origem a fase secundária. Este material reofundido pode ser imediatamente processado por injeção ou qualquer outra forma de conformação plástica, como o forjamento (ROBERT, 1989).
De acordo com Nafisi e Ghomashchi (2016) na tixoconformação o material semissólido é obtido pela rota inversa a reofundição, ou seja, o material a ser processado parte de matéria
prima sólida. Diversas técnicas para a obtenção da pasta metálica com morfologia globular são utilizadas, das quais pode-se citar os tratamentos termomecânicos como:
• O Strain-Induced Melt Activation (SIMA) que após a fusão, vazamento e resfriamento à temperatura ambiente, o material na forma de tarugo é reaquecido até a temperatura de recristalização da liga e extrudado, então o tarugo novamente trabalhado a frio. A etapa seguinte consiste em reaquecer o tarugo trabalhado a frio até a faixa de temperatura semissólida. Nesta etapa, após a refusão parcial, é gerada uma microestrutura esférica extremamente fina, uniforme e não dendrítica. • A Recrystallization and Partial Melting Process (RAP) que possui uma rota
idêntica ao método SIMA tendo como diferença a extrusão em temperatura inferior a temperatura de recristalização e não precisar ser trabalhada a frio. • O Equal Channel Angular Pressing (ECAP) que consiste em uma em promover
no material sólido uma deformação plástica estrudando um tarugo em uma matriz com uma seção transversal uniforme e com um cotovelo de 90 ° a 120 °. Posteriormente este material e reaquecido até a temperatura semissólida e conformado.
De acordo com Flemings (1991) deve-se observar que dependendo da rota adotada para a produção do material tixoconformado ou reofundido a morfologia pode não apresentar estrutura totalmente globularizadas e somente a manutenção ou reaquecimento até a fração de sólido e líquido desejados promovera a globularização total da fase primária. Neste trabalho a rota de processamento semissólido escolhida é o tixoforjamento, desta forma serão aprofundados os fenômenos e mecanismos inerentes a este processo.
2.3 Características da transformação sólido/líquido
O processo inverso à solidificação de ligas metálicas, ou seja, o reaquecimento do material produz modificações na morfologia devido aos mecanismos similares aos presentes no processo de fusão como será tratado a seguir.
Para a produção de material semissólido para a tixoconformação a fusão parcial controlada (FPC) é necessária para a modificação da estrutura normalmente dendrítica refinada ou previamente deformada para uma estrutura globularizada, além da avaliação de alguns parâmetros determinantes para o processo, dentre os quais pode-se citar o estudo prévio das transformações termodinâmicas na liga a ser processada, realizado via calorimetria diferencial exploratória (DSC), análise térmica diferencial (DTA) ou prevista por modelagem termodinâmica computacional. O estudo das propriedades termodinâmicas possibilita por exemplo a determinação da sensibilidade da fração líquida (dfl/dT) da liga, propriedade determinante para a avaliação da aplicabilidade ao processamento no estado semissólido (CAMACHO at al., 2003).
Em sua tese de doutorado Torres (2013) avaliou ligas de AlSiCu com composição química fixa em 2,5% em peso de cobre e variando de 2% até 7% em peso a concentração de silício, onde utilizando a calorimetria diferencial exploratória (DSC) e simulação termodinâmica com auxílio do software Thermo-Calc® determinou as temperaturas: liquidus,
solidus e temperatura de trabalho para o processamento no estado semissólido destas ligas. A seguir, as tabelas 2.3 e 2.4 apresentam os resultados das temperaturas solidus, liquidus e temperatura de trabalho para as frações sólidas de 45% e 60% obtidos por Torres (2013).
Tabela 2. 3 - Temperaturas solidus e temperaturas liquidus, obtidas via ensaio de DSC e simulações no software Thermo-Calc®.
Ligas Temperatura solidus (ºC) Temperatura liquidus (ºC) DSC 5ºC/min DSC 20ºC/min Thermo-Calc® DSC 5ºC/min DSC 20ºC/min Thermo- Calc® Al-2,0wt%Si-2,5wt%Cu 541 545 525 651 666 639 Al-3,0wt%Si-2,5wt%Cu 542 543 525 643 657 633 Al-4,0wt%Si-2,5wt%Cu 551 541 525 654 659 627 Al-5,0wt%Si-2,5wt%Cu 544 541 525 638 644 620 Al-7,0wt%Si-2,5wt%Cu 542 541 525 626 636 606 Fonte: Torres (2013).
Tabela 2. 4 - Temperaturas equivalentes às frações sólidas de 45% e 60%, obtidas via ensaio de DSC e simulações no software Thermo-Calc®.
Ligas Temperatura fs = 45% (ºC) Temperatura fs = 60% (ºC) DSC 5ºC/min DSC 20ºC/min Thermo-Calc® DSC 5ºC/min DSC 20ºC/min Thermo- Calc® Al-2,0wt%Si-2,5wt%Cu 630 634 624 622 628 612 Al-3,0wt%Si-2,5wt%Cu 615 621 615 603 612 599 Al-4,0wt%Si-2,5wt%Cu 610 614 605 596 600 584 Al-5,0wt%Si-2,5wt%Cu 602 600 593 585 581 567 Al-7,0wt%Si-2,5wt%Cu 573 579 570 569 572 565 Fonte: Torres (2013).
Recentemente Brollo, Tamayo e Zoqui (2019) estudaram estas ligas utilizando taxas de aquecimento/resfriamento variando em 5, 10, 15, 20 e 25 °C/min, onde foram avaliadas entre outras propriedades termodinâmicas, como as já citadas, a fração líquida e a sensibilidade da fração líquida utilizando DSC, DTA e modelagem termodinâmica com o CALPHAD.
A figura 2.3a ilustra a variação da fração líquida com a temperatura na liga com composição variando de 2%wt até 7%wt de silício, esta modelagem prevê o comportamento termodinâmico da liga em condições fora do equilíbrio termodinâmico Scheil. Na imagem da figura 2.3b estão apresentadas as curvas de sensibilidade para cada concentração de silício. Pode-se observar que com o aumento na concentração de silício o joelho eutético também aumenta assim como a sensibilidade da fração líquida, isso se deve ao fato de que com o aumento da concentração de silício a quantidade da fase eutética aumenta e consequentemente a fração líquida também aumenta. A sensibilidade da fração líquida dfL/dT deve ser o menor possível, menor que 0,03 K-1 para uma fração líquida de 0,4 e a experiência em tixoconformação sugere que a janela de trabalho mínima entre a temperatura na qual a fração líquida é de 0,3 até 0,5 seja no mínimo de cerca de 6 K (LIU, ATIKINSON e JONES, 2005). Da figura 2.3a e 2.3b pode-se observar que a liga Al3Si2,5Cu aqui estudada apresenta uma janela favorável ao processamento no estado semissólido assim como uma sensibilidade menor que 0,03 °C-1 para
Figura 2. 3 - Fração líquida esperada de Scheil (a) e curvas de sensibilidade (b) vs. temperatura para ligas de Al-Si-Cu com base em um teor de elemento de liga de 2 a 7% em peso de Si e até 2,5% em peso de Cu, 0,2% em
peso (Fe , Mg, Ti) e 0,01% em peso (Mn, Ni, Cr). Fonte: Brollo (2019).
Na refusão da liga metálica até uma temperatura entre as temperaturas solidus e liquidus correspondente a uma fração líquida (fl) especifica, onde se deseja trabalhar o material semissólido, são ativados mecanismos que promovem a transformação da estrutura. Dentre estes mecanismos pode-se citar Ostwald Ripening e coalescência que promovem o engrossamento e globularização da dendrita fragmentada. De acordo com modelos propostos por Kattamis e Flemings (1967) e por Kahlweit (1968), o mecanismo de engrossamento por
Ostwald Ripening implica na dissolução de ramos menores e incorporação de soluto nos ramos
maiores além de difusão do soluto no líquido, promove a redução do número de ramos dendríticos e o aumento da distância entre eles. Estes mecanismos estão representados pela figura 2.4.
Já o mecanismo de coalescência que consiste na aglomeração de ramos dendríticos secundários por meio da supressão da superfície de separação entre estes ramos, dá origem a um ramo com dimensões maiores (YOUNG, 1992; KIRKWOOD, 1994 e GENDA, 1987). A figura 2.5 ilustra o mecanismo de coalescência proposto pelos autores. Robert (1989) e (1993), aponta que, para altas frações sólidas, os mecanismos de coalescência são preponderantes e para baixas frações sólidas, o mecanismo de Ostwald Ripening prevalecerá.
Tanto o mecanismo de coalescência exposto por Kirkwood (1994) quanto o possível mecanismo proposto por Genda (1987), são amplamente aceitos pela literatura, porém, para o caso das estruturas semissólidas, o mecanismo proposto por Genda tem sido o mais aceito, uma
vez que este mecanismo explica a formação do “entrapped liquid” apresentado por Flemings (1991).
Figura 2. 4 - Mecanismos de engrossamento dendrítico de Ostwald ripening: (a) e (b) Kattamis e Flemings (KATTAMIS, 1967); (c) KAHLWEIT (KAHLWEIT, 1968).
Fonte: Adaptado de Kattamis (1967) e Kahlweit (1968).
Figura 2. 5 - Esquema geral dos mecanismos de engrossamento dendrítico por coalescência: (a) Young e Kirkwood (YOUNG, 1992; KIRKWOOD, 1994); (b) Genda (GENDA, 1987).
De acordo com Flemings (2005) o mecanismo de engrossamento em uma mistura líquido-sólido ocorre em regiões sólidas de baixa curvatura às custas de regiões de maior curvatura e em solidificação de ligas metálicas com o crescimento de partículas maiores ou braços dendríticos com dissolução simultânea de partículas ou braços menores além de separação de dendritas. As Figuras 2.6 (a), (b) e (c) mostram esquematicamente o desenvolvimento de uma dendrita equiaxial durante a solidificação. Os braços dendríticos engrossam pela dissolução de braços menores à medida que a solidificação prossegue e como resultado o aumento da fração sólida. Nas frações sólidas mais altas a coalescência se torna o mecanismo dominante no engrossamento, à medida que os espaços entre os braços dendríticos são preenchidos, conforme a Figura 2.6 (c). Com tempo suficiente, pelo menos para material com granulometria inicial fina, o engrossamento prossegue a tal ponto que a dendrita gradualmente assume uma estrutura semelhante a uma roseta, como ilustra as figuras. 2.7 (a) e (b) e, em seguida, assume uma morfologia esférica, conforme a Figura 2.7 (c), que por sua vez engrossa e pode eventualmente coalescer.
Figura 2. 6 – Engrossamento na solidificação dendrítica: a) estrutura no início da formação, b) e c) estrutura no desenvolvimento da solidificação que mostra o engrossamento.
Fonte: Flemings (2005)
Figura 2. 7 - Espessamento tardio das estruturas de grãos finos:
a) estrutura parcialmente espessa, b) estrutura semelhante a roseta após espessamento adicional, c) morfologia esférica resultante após espessamento mais prolongado.
Fonte: Flemings (2005)
A força motriz para a evolução microestrutural no estado semissólido é a redução da área na interface entre a fase sólida e a fase líquida, o que promove o formato globular por apresentar menor relação entre superfície e volume (ARNE, 2001).
2.4 Características da reologia de materiais semissólidos
Nos materiais semissólidos a viscosidade depende da taxa de deformação aplicada assim como do tempo, comportando-se como um sólido para baixas taxas de cisalhamento e como um fluído para altas taxas de cisalhamento (FLEMINGS, 1991).
As características reológicas de um material são de grande importância na determinação de seu uso como material para processamento no estado semissólido, por isso a caracterização mais importante de uma liga semissólida é a análise da viscosidade do material em função de sua taxa de cisalhamento (ZOQUI, 2001).
Dentre as características reológicas de um material semissólido a pseudoplasticidade representa a dependência de sua viscosidade com a à taxa de cisalhamento aplicada, já a tixotropia representa a dependência da viscosidade com o tempo de aplicação desta taxa de cisalhamento. Todas as técnicas de processamento do SSM dependem de uma ou ambas dessas propriedades no mesmo processo (FAN, 2002).
Os fatores que influenciam diretamente o comportamento reológico do material semissólido diminuindo sua viscosidade aparente são: a porcentagem de fração sólida da fase
primária; seu tamanho; sua distribuição em meio líquido; o tempo de processamento, além das características morfológicas e variações na temperatura de processamento.
De acordo com Torres (2013) em sua tese de doutorado a liga Al-3,0wt%Si-2,5wt%Cuwt% apresenta baixo valor de viscosidade média aparente principalmente para a condição com 45% de fração sólida o que a torna uma liga adequada para o processo de tixoforjamento e que o menor valor de viscosidade média aparente é atingido para a condição de maior fator de forma, menores tamanhos de grãos e menores tamanhos de glóbulos primários, ainda segundo o autor, o valor máximo de tensão para a liga obtido no ensaio de compressão a quente atingiu a ordem máxima de 6,4MPa.
Durante o tixoforjamento a velocidade desenvolvida pela prensa e a temperatura da matriz são os principais parâmetros que afetam no fluxo de material e no preenchimento da matriz (FEHLBIER, 2000). Como a viscosidade da pasta metálica é fortemente dependente da tensão aplicada e do tempo de aplicação da tensão, é necessário minucioso controle da velocidade de conformação. Para o processamento por tixoforjamento em prensa pneumática de 12 toneladas espera-se atingir uma tensão máxima na matriz de 3,3 MPa utilizando a velocidade máxima da prensa para a obtenção de um preenchimento uniforme de toda a matriz.
2.4 Propriedades mecânicas de ligas tixoconformadas
As ligas de alumínio da série conhecida como A3XX.X representam 95% do mercado de materiais utilizados na tecnologia de processamento semissólido (ZOQUI, 2014).
Dentre as ligas de alumínio da série 3xx.x citadas no item 2.3 se destacam as ligas A356 e A357 por possuírem amplo estudo de suas propriedades reológicas e mecânicas, além das ligas 319, A319S, 355, 380 que também possuem propriedades favoráveis ao processamento no estado semissólido. Estas ligas de alumínio testadas e usadas até agora, apresentam uma transição semelhante de sólido para líquido que envolve a fusão do eutético seguido por fusão da fase α (ZOQUI, 2014).
A seguir na tabela 2.5 estão apresentadas as propriedades mecânicas de algumas das ligas produzidas no estado semissólido incluindo a liga Al3Si2,5Cu estudada por Torres (2013) nas
condições: fundida (F), tixoforjada com FPC por 30 segundos sem tratamento térmico e posterior tratamento térmico T4.
Os estudos do comportamento em fadiga em ligas de alumínio utilizadas no SSM são poucos até o presente momento e de acordo com a tabela 2.5 é possível observar uma lacuna relativa à resistência a fadiga para a maioria das ligas utilizadas. Desta forma, o estudo do comportamento em fadiga em ligas processadas no SSM é de grande importância para o entendimento e compreensão das vantagens e desvantagens na aplicação de componentes mecânicos para indústria aeronáutica e automobilística entre outras aplicações.
Alguns estudos foram realizados em ligas comumente utilizadas no SSM como é o caso da liga A356, estudada por Mendez (2018) nas condições de FPC por 30 e 60 segundos e posterior tixoforjamento, de onde se obtiveram resultados que indicam uma diminuição na resistência a fadiga para a condição de maior tempo de permanência na fusão parcial controlada, também deste trabalho, pode-se concluir que a microporosidade possui efeito prejudicial no comportamento da liga em solicitações dinâmicas.
Tabela 2. 5 – Propriedades mecânicas das ligas mais utilizadas no processamento SSM.
Liga
Condição r (MPa) y (0,2%)
(MPa) ε% Dureza (HB) Resistência à Fadiga (MPa) A319 F 193 95 2 70 - 100 T6 234 - 255 152 - 185 2 - 6 75 - 105 A319S T6 400 317 5 119 167 A355 F 156 – 172 100 – 127 1 – 3 50 - 75 T5 186 - 317 165 - 228 2 - 7 60 - 90 T6 276 - 303 207 - 228 3 - 12 75-106 A356 F 145-241 90 - 110 3-13 40-70 T5 172-269 110-179 7-10 55-75 93 T6 255-310 179-234 5-13 70-100 97 A357 T5 283 200 8 90 T6 310-345 241-290 3-9 85-115 A380 F 262 – 324 152 – 160 2 – 3.5 80 T5 324 159 4 – 6 60-90 Al3Si2,5Cu F 188 127 2 - Al3Si2,5Cu 30’’ - 191 118 3,6 - Al3Si2,5Cu 30” T4 286 168 8,8 - Fonte: Adaptado de Zoqui (2014), Torres (2013) e Nadca (2006).
2.5 Fadiga de alto ciclo HCF e fadiga baixo ciclo LCF
A curva S-N é frequentemente dividida conceitualmente em duas regiões: as regiões de baixo ciclo de fadiga, low cycle fatige (LCF), e de alto ciclo de fadiga, high cycle fatigue (HCF). A região que corresponde à LCF as falhas ocorrem em vidas relativamente curtas, tipicamente menores que 1,0x103 ou 1,0x104 ciclos, as solicitações na região (LCF) também são
caracterizadas por possuírem nível de tensão média maior que a tensão de escoamento do material. A região que corresponde à parte da curva associada a um número de ciclos superior a 1,0x103 ou 1,0x104 ciclos é denominada HCF, as tensões medias nesta região são menores
que a tensão de escoamento do material. Esta divisão entre as regiões LCF e HCF é um pouco arbitrária e varia de acordo com o material (LEE, 2005).
2.6 Natureza Estatística da Fadiga
Os resultados dos ensaios de fadiga em alto ciclo apresentam uma dispersão grande. Isso porque a vida em fadiga (Nf), a resistência à fadiga (Sf) e a resistência à fadiga aqui denominado (Se) são grandezas estatísticas. A Figura 2.6 mostra a representação estatística dos dados de fadiga, ilustrando, esquematicamente, a distribuição da vida em fadiga com carregamento constante. Desta forma, para σ1 seria esperado que 1% dos corpos de prova falhassem até N1
ciclos, 50% falhassem até N2 ciclos, e assim sucessivamente. Na figura 2.6 também é possível observar um decréscimo da dispersão para a vida em fadiga com o aumento da tensão, o que normalmente se verifica na prática.
Para uma determinada tensão constante a função de distribuição estatística que descreve a distribuição da vida em fadiga não é conhecida com precisão, e para tal, seria necessário que fossem ensaiados mais de 1000 corpos de prova idênticos sob condições idênticas para cada nível de tensão. Alguns autores, ensaiando 200 corpos de prova de aço para uma única tensão, verificaram que a frequência de distribuição de N segue a distribuição gaussiana normal, se a vida em fadiga é expressa como log de N. Para fins de engenharia, é suficientemente preciso assumir uma distribuição normal logarítmica da vida em fadiga a carregamento constante no
intervalo de probabilidade de ruptura entre 10% e 90%; para probabilidade de fratura menor do que 10%, o que é de grande interesse em engenharia, a distribuição de Weibull tem sido bastante usada (FERREIRA, 2019).
Figura 2. 8 - Representação estatística dos resultados de ensaio de fadiga. Fonte: Adaptado de Dieter (1988).
2.7 Mecanismos de falha por fadiga
As principais características de falha por fadiga são: Um ou mais locais de início da fissura; uma região de propagação da fissura mostrando marcas de praia, ou não; e uma região de fratura rápida (catastrófica) onde o comprimento da fissura excede um comprimento crítico. A figura 2.9 ilustra estas regiões em um exemplo onde a nucleação da fissura foi iniciada em dois pontos distintos identificados na figura como origem 1 e origem 2. Quando a nucleação ocorre em mais de um ponto do material, seja por condição de carregamento severo ou concentração de defeitos, a superfície de fratura assume, a não ser em circunstancias
excepcionais, uma morfologia não plana, dando origem a chamada ratchet marks ou marca de catraca (SCHÖN, 2013).
Figura 2. 9 - Representação esquemática das regiões de início, propagação e falha catastrófica do processo de fadiga.
Fonte: Adaptado de Liu (2005)
De acordo com Liu (2005), a nucleação de uma ou mais fissuras, normalmente é o principal componente da vida em fadiga Nf, portanto, a identificação do local e da natureza dos
locais de origem é importante na análise de falhas. Normalmente, as fissuras por fadiga são iniciadas perto da superfície onde as tensões nominais são geralmente mais altas, como por exemplo, no caso da flexão, além disto as variações geométricas nas superfícies, como marcas de usinagem, falhas na superfície, entalhes etc., causam concentração de tensão. Heterogeneidades de materiais como inclusões, partículas de segunda fase, vazios e microporosidades, também podem atuar como concentradores de tensão. Essas áreas de concentração de tensão permitem a deformação plástica permanente local em tensões nominais abaixo da tensão limite de escoamento. Se a iniciação do dano ocorrer em locais em dois planos paralelos bem espaçados, estes acabam se unindo para formar uma característica de estribo ou marca de catraca como ilustra a figura 2.9. Enquanto o início da fissura por fadiga pode ocupar uma parte significativa ou a maior parte do tempo de duração geral do processo de fadiga, a área de propagação da fadiga na superfície da fratura geralmente ocupa uma área muito maior
que o local de origem. Isso pode ser importante do ponto de vista prático para a análise de falhas. A fratura final ocorre durante o último ciclo de tensão, quando a seção transversal não pode mais sustentar a carga aplicada. A fratura final que é o resultado de uma única sobrecarga, pode ter aspecto frágil, dúctil ou uma combinação dos dois.
2.8 O método escada para determinação da resistência à fadiga.
O método escada foi analisado pela primeira vez por Dixon e Mood em 1948 onde apresentaram uma metodologia para analisar dados gerados pelo então chamado método
“up-and-down”. Seu objetivo era analisar os resultados de testes de explosivos realizados em várias
alturas. Os testes foram realizados em uma altura inicial h0, e se o peso explodisse, a altura para
o próximo teste seria reduzida por um incremento fixo, ou seria aumentado este mesmo incremento fixo se o peso não explodisse(DIXON, 1948 apud POLLAK, 2005).Este protocolo foi popularizado para a aplicação do teste de resistência à fadiga por Little nos anos 1970 (LITTLE, 1975). A utilização do método escada consiste em se ensaiar as amostras seguindo uma sequência, com a primeira amostra sendo testada em um nível de tensão inicial, geralmente o melhor palpite para o limite de resistência a fadiga estimado a partir da experiência ou dos dados preliminares de uma curva S-N. O nível de tensão para o próximo ensaio é aumentado ou diminuído em um determinado incremento fixo, dependendo se o primeiro corpo de prova sobrevive ou falha. Esse procedimento é repetido até que todos os corpos de prova alocados para o ensaio tenham sido ensaiados. Neste ensaio o tamanho do incremento (o degrau da escada) entre os níveis de tensão adjacentes é mantido constante e sua magnitude é aproximadamente igual ao desvio padrão da resistência à fadiga, caso em que as estatísticas de Dixon e Mood podem ser aplicadas diretamente para estimar a média e o desvio padrão do limite de resistência à fadiga. Como o verdadeiro desvio padrão do limite de resistência à fadiga é uma incógnita, Dixon observa que não é muito importante caso o incremento estiver com um erro em relação ao desvio padrão verdadeiro na ordem de até 50% (DIXON, 1965).
No ensaio de fadiga utilizando o método escada, as amostras são ensaiadas sequencialmente, com a primeira sendo testada em uma máquina de ensaio de fadiga ajustada em um nível de tensão inicial denotado como (S0).A amostra é ensaiada até falhar ou atingir o
número máximo de ciclos nos quais a resistência à fadiga deve ser estimada.Se a amostra falhar antes de atingir o número máximo de ciclos, o nível de tensão para a próxima amostra é diminuído em um incremento (d) preestabelecido denominado degrau da escada, como pode-se obpode-servar na figura 2.10. Por outro lado, pode-se a amostra atinge o número máximo de ciclos pode-sem falhar, então o nível de tensão para a próxima amostra é aumentado pelo mesmo incremento (d). Esse processo é repetido até que todos os espécimes alocados para o experimento tenham sido usados.
Dixon e Mood notaram várias vantagens para o uso do método escada pelo fato deste método concentrar os dados próximos à média, o que aumenta a precisão com que a média pode ser estimada e sugerem que o espaço amostral deve conter grande número de amostras, da ordem de 40 a 50 amostras ou mais, no entanto, pesquisas adicionais com relação ao tamanho da amostra mostraram que essa condição é realmente desnecessária ao testar a média do limite de resistência à fadiga. Brownlee et al, 1953 observam que a média da distribuição usando a análise de Dixon-Mood é “razoavelmente confiável mesmo em amostras tão pequenas quanto 5 a 10”. A Sociedade Japonesa de Engenheiros Mecânicos (JSME) recomenda uma escada de 6 amostras para a determinação da resistência à fadiga (NAKAZAWA, 1987 apud Pollak, 2005).
A figura 2.10 ilustra esquematicamente um ensaio de fadiga utilizando o método escada para um total de dezoitos amostras, onde oito dessas amostras falharam e dez amostras sobreviveram.
Figura 2. 10 - Ensaio de um material hipotético para a determinação da resistência à fadiga (Se) utilizando o método escada.
Fonte: Autor.
O procedimento de análise inicia-se selecionando as conjunto de dados que apresentaram a menor ocorrência durante o ensaio, podendo ser de falha ou não. Como exemplo será utilizado os dados do gráfico apresentado na figura 2.10. De acordo com o gráfico os resultados sem falha ocorreram menos que o ensaio onde a amostra falhou, ou seja, as amostras que não falharam perfizeram um total de 8 contra 10 amostras que falharam. Em seguida é construída uma tabela onde é atribuído o parâmetro (i) que corresponde a um inteiro denotando o nível de tensão aplicada e que varia de um em um incremento (d) e para este exemplo assume o valor 10MPa. Neste caso o nível de tensão varia desde a tensão inicial (S0) que corresponde a 300MPa
até o nível máximo 330MPa. Posteriormente uma tabela como a tabela 2.6 é construída, onde os parâmetros i, ni, i.ni e i².ni representam respectivamente: o número de amostras que não falharam para cada nível de tensão (i); (i.ni) o produto do nível de tensão (i) pelo número de amostras (ni); (i².ni) o produto do quadrado do nível de tensão (i²) pelo número de amostras (ni) e A, B e C são respectivamente o somatório de cada parâmetro calculado com auxílio da equação 2.7.
Tabela 2. 6 - Resultados do ensaio apresentado pela do gráfico da figura 2.12.
Tensão (MPa) i ni i.ni
(sem falha) i².ni
300 0 1 0 0 310 1 4 4 4 320 2 2 4 8 330 3 1 3 9 A=8 B=11 C=21 Fonte: Autor. Equação 2.7
A partir dos resultados obtidos pode-se calcular o limite de resistência a fadiga (Se) utilizando para isso a equação 2.8, nesta equação é importante observar que o sinal + é adotado quando as amostras utilizadas são amostras que não apresentaram falhas na execução do ensaio e o sinal – é adotado para as amostras que apresentaram falhas na execução do ensaio.
Equação 2.8
Para o cálculo da incerteza da medida (IM) são aplicadas as equações 2.9 ou 2.10 seguindo o critério de verificação da consistência dos dados utilizados.
Equação 2.9
Equação 2.10
Como exemplo de aplicação utilizando os dados apresentados no gráfico 2.12 e os valores calculados na tabela 2.6 com a utilização da equação 2.8 obtém-se o valor da tensão limite de resistência a fadiga (Se) conforme segue abaixo.
Então, analisando a segunda parcela da equação 2.9 é possível constatar que o valor calculado é maior que 0,3, portanto para o cálculo da incerteza da medida (IM) será adotada a equação 2.9 como mostra o cálculo abaixo.
Desta forma se obtém o limite de resistência a fadiga (Se) para o material hipotético da curva representada pela figura 2.12 que possui magnitude de 318,75 MPa com uma incerteza de medida (IM) de 12,36 MPa.
3. MATERIAIS E MÉTODOS
Este tópico apresenta uma descrição geral da pesquisa desenvolvida que se iníciou com o estudo preliminar do comportamento termodinâmico da liga Al-3wt%Si-2,5wt%Cu ou simplesmente Al3Si2,5Cu, utilizando técnicas experimentais como o DSC e o software TermoCalc® estudadas anteriormente por Torres (2013) e estão sintetizadas e apresentadas na seção 3.1. Para tanto, foi feita uma análise da composição química do material utilizado para a fabricação da liga, calculado um balanço de massa para a obtenção da composição nominal e então, deu-se início a fabricação dos lingotes fundidos.
Com a matéria prima produzida pelo processo de fundição convencional via lingotamento estanque em lingoteira de cobre refrigerado à água, como será melhor adscrito no item 3.2, foi realizada uma análise da porosidade e da composição química, com objetivo de classificar e separar o lote produzido que não atendeu a um critério de seleção previamente estabelecido. Este critério foi estabelecido para a composição química como uma tolerância de +/- 0,5wt% para a variação dos elementos químicos majoritários, ou seja, silício (Si) e cobre (Cu) e para a porosidade o limite máximo permitido foi de 3% do volume.
Foram produzidos pelo processo anteriormente descrito 24 lingotes com o diâmetro de 30mm e comprimento total de 250mm, sendo que, após a fabricação, cada lingote foi cortado no comprimento de 150 mm a partir da base, região onde o efeito do campo magnético era efetivo.
O lote fabricado e aprovado seguiu para o processamento no estado semissólido por tixoforjamento de onde foram fabricados dois lotes de peças, um lote na condição de Fusão Parcial Controlada (FPC) por um período de 30 segundos e outro lote na condição de fusão parcial controlada por um período de 60 segundos na temperatura alvo de 615 °C de acordo com trabalho de Torres (2013). Estas peças tixoforjadas foram avaliadas utilizando metalografia convencional, metalografia com luz polarizada além de uma rigorosa inspeção visual. Também foi avaliada nesta etapa a composição química pontual e desenvolvido um mapa da distribuição dos elementos de liga presentes em cada uma das condições fabricadas, para isto, foi utilizado microscopia eletrônica de varredura (MEV).
Posteriormente ao estudo realizado foi avaliada a melhor condição para o tratamento térmico de solubilização e envelhecimento artificial T6 da liga, este estudo se iníciou com a
construção do diagrama de fases da liga Al3Si2,5Cu de onde pode-se determinar as temperaturas de solubilização e de precipitação (envelhecimento) da liga. Para a determinação do tempo ideal de solubilização assim como de precipitação, foram estabelecidos dois tempos de solubilização: 2 e 4 horas; já para a precipitação foram selecionados seis tempos diferentes: 3, 6, 9, 12, 15, 18 horas. Imediatamente após cada ensaio foi medida a dureza de cada amostra e posteriormente uma curva com a variação da dureza em função do tempo de envelhecimento foi plotada para cada uma das condições estudadas. Daí então as peças produzidas por tixoforjamento com FPC de 30 e 60 segundos foram separadas em lotes distintos e deu-se início ao tratamento térmico de solubilização e envelhecimento T6 para cada lote fabricado.
De posse destes materiais fabricados, tratados e não tratados foram feitos quatro corpos de prova (CPs) de cada uma das condições para o ensaio de tração, que seguiu a norma ASTM E8/E8M-16a 2017. Posteriormente foram fabricados 15 corpos de prova de cada uma das condições tixoforjada para o ensaio de fadiga totalizando 60 CPs para fadiga, é importante ressaltar que alguns corpos de prova apresentaram defeitos de porosidade visíveis a olho nu, assim estes CPs foram descartados.
Sequencialmente a fabricação de cada um dos tipos de CPs foram realizados os respectivos ensaios de tração e fadiga. Do anteriormente exposto apresenta-se o fluxograma das etapas do estudo em questão ilustrado pela figura 3.1.
3.1 Estudo preliminar do comportamento termodinâmico da liga Al3Si2,5Cu
As temperaturas de trabalho a serem utilizadas neste experimento serão as mesmas estudadas por Torres (2013) em sua tese de doutorado que partiram dos dois métodos mais empregados na literatura, dos quais são: determinação das temperaturas via DSC e simulação via
software ThermoCalc®. No entanto a temperatura utilizada neste trabalho foi a obtida via
simulações com o software ThermoCalc®, quepartiu da composição ideal para a liga estudada,
excluindo-se quaisquer inclusões ou elementos residuais uma vez que quando comparada a simulação com o DSC esta apresentou comprovadamente resultado consistente, já o estudo da sensibilidade da liga (dfs/dT) foi realizado pelo autor também utilizando o TermoCalc®.
A tabela 3.1 apresentada a temperatura de processamento correspondente a fração líquida de 55% para a liga Al3Si2,5Cu a ser utilizada nesta pesquisa, a temperatura liquidus, a temperatura solidus, a temperatura alvo e sensibilidade nesta temperatura alvo.
Figura 3. 1 – Fluxograma. Fonte: Autor
Tabela 3. 1 – Resultados gerais da análise termodinâmica preliminar para determinação das condições de processamento da liga Al3Si2,5Cu tixoforjada
Temperatura de processamento (°C) (fl=55%) Temperatura liquidus (°C) Temperatura solidus (°C) Temperatura alvo (°C) Sensibilidade (dfs/dT) 616,5 635,9 507,6 615 +/-10 0,013
Fonte: AUTOR; Torres (2013).
