Faculdade de Engenharia Mecânica
DAVI MUNHOZ BENATI
Efeito do Cromo na Tixoconformabilidade
de Ferro Fundido Hipoeutético
CAMPINAS 2016
Meus mais sinceros agradecimentos à:
Meu orientador Eugenio José Zoqui, por sempre ter acreditado em mim de uma maneira completamente fantástica;
Professores, funcionários e colegas da Faculdade de Engenharia Mecânica da UNICAMP, por todo o tipo de ajuda que me ofereceram ao longo destes anos de convívio;
FAPESP, processos de n° 2011/19997-0 e 2015/06965-3, pelo aporte financeiro;
IMBIL – Indústria e Manutenção de Bombas ITA Ltda., pela gentileza em fabricar as ligas empregadas neste projeto;
Claudenete Vieira Leal e José Luis Lisboa, pela ajuda na caracterização das ligas;
Thaís Cristina Alonso, Sidnei Ramis de Araújo e Fabiano Montoro, pela gentileza, paciência e auxilio durante as sessões no Laboratório Nacional de Nanotecnologia (LNNano/CNPEM);
Professor Kazuhiro Ito, Kazuyuki Kohama e Hajime Yamamoto, pela excepcional ajuda durante minha estadia na Universidade de Osaka;
Meus pais e toda a minha família, pela base sólida e suporte incondicional;
Won't you help to sing
These songs of freedom?
'Cause all I ever have,
Redemption songs.
O trabalho investigou os efeitos do cromo na tixoconformabilidade de um ferro fundido hipoeutético Fe–2,5%C–1,5%Si com objetivo de desenvolver novas ligas tixoconformáveis com baixa viscosidade e estabilidade microestrutural no estado semissólido. Ligas com composição Fe–2,5%C–x%Cr–1,5%Si (x igual a 0, 3, 5 e 7%Cr) foram produzidas por fundição convencional em molde de areia sem qualquer método específico para produção de material semissólido. O procedimento de análise consistiu em aquecer amostras até o estado semissólido para uma fração de líquido de 50% (temperaturas determinadas pelo software Thermo-Calc), mantê-las nesta temperatura pelos tempos de permanência de 0, 30, 60 e 90s e então: 1) resfriá-las ao ar até a temperatura ambiente para avaliação da estabilidade microestrutural (caracterização microestrutural, tamanho de grãos, contiguidade, distribuição de cromo); 2) submetê-las a testes de compressão a quente para avaliação do comportamento reológico (tensão e viscosidade máximas durante a conformação no estado semissólido). Propriedades mecânicas foram avaliadas por ensaios de dureza e flexão em três pontos. Ensaios de aquecimento in situ foram realizados para estudo da transição sólido-líquido das ligas. Os resultados mostraram grande estabilidade microestrutural das ligas, sem variações significativas em função do processamento no estado semissólido. As ligas contendo cromo apresentaram microestrutura composta por glóbulos de perlita cercados por ledeburita (perlita + M3C) para as ligas com 3 e 5%Cr e eutético perlita + M7C3 para as ligas com 7%Cr; a presença do cromo não comprometeu o comportamento reológico – as faixas de tensão e viscosidade máximas mantiveram-se da ordem de 5MPa e 105Pa.s, respectivamente, níveis semelhantes aos observados para a liga Fe–2,5%C–1,5%Si. A dureza das ligas contendo cromo girou em torno de 50HRc e o limite de resistência à flexão foi da ordem de 1000MPa. Todas as ligas avaliadas apresentaram-se pouco dúcteis, com superfície de fratura evidenciando comportamento predominantemente frágil e deformação máxima em flexão não maior que 1,5% para a liga 0%Cr. Assim, adições de cromo mostraram-se uma rota eficiente para aumento da dureza da liga Fe–2,5%C–1,5%Si permitindo a manutenção de baixos níveis de tensão e viscosidade durante o processamento no estado semissólido.
This work investigated the effects of chromium in the thixoformability of the Fe–2.5%C–1.5%Si hypoeutectic cast iron aiming to develop new semisolid alloys with low viscosity and morphological stability at the semisolid state. Fe–2.5%C–x%Cr–1.5%Si alloys (x equal to 0, 3, 5 e 7%Cr) were produced by sand casting at the IMBIL company without any particular semisolid production method. The experimental procedure consisted in heating samples to the semisolid state at 50% of liquid phase (temperatures for each alloy were determined by Thermo-Calc software), held them at this temperature for 0, 30, 60 and 90s and then: 1) cool them to the room temperature to analyze the morphological stability (microstructural characterization, grain size, contiguity, chromium profile); 2) subject them to a hot compression test to analyze the rheological behaviour (maximum stress and maximum viscosity during the semisolid processing). Mechanical properties were evaluated by means of hardness tests and three point bending tests for both as cast and thixoformed samples. SEM/EDS and XRD analysis were conducted to evaluate the carbides presented in the microstructure of chromium alloyed alloys. In situ heating experiments using a Laser Scanning Confocal Microscope were conducted to evaluate the solid-to-liquid transition. Results pointed to a great stability for all alloys with minimum variations of microstructure with the increasing of holding time from 0 to 90s – similar microstructures and mechanical properties were found for all samples. Rheological behaviour pointed to maximum stress in the order of 5MPa and maximum viscosity in the order of 105Pa.s, similar to the behaviour of Al-Si alloys during semisolid processing. Also, the addition of chromium has been proved to be an efficient route to improve hardness for Fe–2.5%C–1.5%Si hypoeutectic cast iron with no significant losses in terms of semisolid behaviour.
Sumário
1 INTRODUÇÃO E OBJETIVOS 11
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 14
2.1 Características gerais dos ferros fundidos 14
2.2 Ferros fundidos cinzentos e brancos 17
2.3 Efeitos do cromo e silício nos ferros fundidos 21
2.4 Solidificação de ferros fundidos ligados ao cromo 24
2.5 Tixoconformação de ferros fundidos 27
2.6 Caracterização do comportamento reológico de ligas semissólidas 30
3 MATERIAIS E MÉTODOS 33
3.1 Produção das ligas fundidas 34
3.2 Caracterização microestrutural 36
3.3 Caracterização das temperaturas de trabalho 38
3.4 Caracterização da transição sólido-líquido 39
3.5 Ensaios de aquecimento 41
3.6 Ensaios de compressão a quente 42
3.7 Caracterização das propriedades mecânicas 43
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES 45
4.1 Produção das ligas fundidas 45
4.2 Estudo da solidificação teórica das ligas Fe–2,5%C–x%Cr–1,5%Si 46
4.3 Caracterização microestrutural 49
4.3.1 Caracterização das ligas como fundidas 49
4.3.2 Recozimento das ligas contendo cromo 51
4.4 Caracterização das temperaturas de trabalho 60
4.5 Caracterização da transição sólido-líquido 62
4.6 Ensaios de aquecimento 74
4.7 Ensaios de compressão a quente 89
4.8 Caracterização das propriedades mecânicas 96
5 CONCLUSÕES 104
6 REFERÊNCIAS 106
7 ANEXO A–TABELAS DE ENSAIOS ALEATÓRIOS 113
1 INTRODUÇÃO E OBJETIVOS
A tixoconformação (ou conformação no estado semissólido) é uma técnica de processamento de peças metálicas a partir de materiais parcialmente solidificados, ou semissólidos; estas pastas metálicas apresentam características estruturais particulares, sendo constituídas de sólido primário globular envolto por líquido. Como resultado, o semissólido se comporta como uma pasta tixotrópica, ou seja, a viscosidade da liga mostra uma dependência com o tempo e diminui em função do aumento das taxas de cisalhamento durante o processamento (LAXMANAN e FLEMINGS, 1980). Como principais vantagens, pode-se apontar a maior eficiência energética, uma vez que não é necessário manter o material no estado líquido por um período longo de tempo, e o preenchimento não turbulento do molde sem aprisionamento de ar e com baixa porosidade de contração, conferindo ao produto melhor qualidade, inclusive para seções com paredes finas. As principais desvantagens tangem os custos de matéria-prima, que podem ser altos devido ao número ainda restrito de fornecedores, e à necessidade de um melhor controle da temperatura, uma vez que no estado semissólido a fração de líquido e a viscosidade são extremamente dependentes da temperatura (ATKINSON, 2005).
Ligas alumínio-silício, especialmente A319, A356 e A357, e ligas de magnésio, especialmente AZ91 e AM50, têm ocupado lugar de destaque no contexto industrial desde o surgimento da tecnologia de processamento de materiais semissólidos, no início dos anos 70 (SPENCER et al., 1972). Empresas como as asiáticas Waffer Technology Corporation e Shanghai ZiYan Alloy Application Technology Co., LTD têm empregado ligas de magnésio no estado semissólido para produção de cases e estruturas de laptops, telefones celulares, câmeras digitais e aparelhos de GPS para grandes multinacionais como Panasonic, HP, Fujitsu, NEC, Phillips, dentre outras. Na indústria automobilística destacam-se empresas como Stampal Spa, Thixomat, Inc. e Vforge, empregando majoritariamente ligas alumínio-silício para produção de componentes como trilhos de combustível, pinça de freios, eixos, juntas de direção e blocos de motores para companhias como Fiat, Alfa Romeo, Honda e Volkswagen (MIDSON, 2015; SALLEH et al., 2013).
Segundo os índices setoriais divulgados mensalmente pela ABIFA (2015), no último triênio (2013-15) a produção média da indústria brasileira de fundidos girou em torno de 240 mil
toneladas/mês, das quais cerca de 80% foram ferros fundidos. Observando-se então estes contextos nota-se que, a despeito da importância e vasta aplicação dos ferros fundidos na indústria de fundição convencional e do paulatino crescimento dos processos de tixoconformação de ligas alumínio-silício e magnésio, os ferros fundidos ainda não se tornaram comercialmente viáveis por nenhuma das rotas conhecidas de processamento de materiais semissólidos (ATKINSON e RASSILI, 2010).
Existem, portanto, oportunidades para a consolidação e crescimento da tixoconformação ante a indústria de fundição de ferros fundidos, absorvendo uma pequena fatia deste mercado, já que parte destas ligas fundidas poderia ser tixoconformada, especialmente para fabricação de componentes que exijam determinado compromisso em termos de propriedades mecânicas.
Pode-se afirmar que a possibilidade de se utilizar ferrosos para processamento no estado semissólido é uma idéia antiga e foi apresentada pela primeira vez em 1976 por Flemings et al. (1976). Apesar do início precoce, a tecnologia de materiais semissólidos aplicada aos ferrosos permaneceu relativamente pouco explorada até 1992, quando vários trabalhos foram apresentados na 2ª Conferência Internacional sobre Processamento de Materiais Semissólidos (2nd S2P), com especial enfoque na obtenção de matérias-primas, tais como Murakami et al. (1992).
Desde então, ao longo das últimas décadas, vários trabalhos discutiram a produção de matérias-primas e o processamento semissólido de ferros fundidos (YOSHIDA et al., 1996; QIU
et al., 2000; NOMURA et al., 2001; TSUCHIYA et al., 2003; RAMADAN et al., 2006;
CRISTOFOLINI, 2009; RAMADAN et al., 2011), mas poucos apresentaram novas composições e avaliaram o comportamento semissólido das ligas em termos de estrutura e comportamento reológico – como o processo de tixoconformação envolve o aquecimento do material até a faixa semissólida, seguido pela conformação, estas avaliações são imprescindíveis para que o material tenha um comportamento satisfatório durante o processamento no estado semissólido. Acredita-se que o deAcredita-senvolvimento de novas ligas de baixo custo orientadas especificamente para o processamento no estado semissólido é um passo fundamental para a inserção comercial dos ferros fundidos como matérias-primas para fabricação de componentes via tixoconformação.
Em recente trabalho desenvolvido pelo Laboratório de Tixoconformação da Faculdade de Engenharia Mecânica da UNICAMP, pesquisou-se a viabilidade da produção e tixoconformação de um ferro fundido hipoeutético com composição Fe–2,5%C–1,5%Si (ROCA et al., 2012). Neste trabalho, mapeou-se o comportamento estrutural e reológico da liga – o comportamento
estrutural mostrou-se bastante promissor, uma vez que não houve alteração significativa da morfologia à alta temperatura, indicando estabilidade de processo; o trabalho revelou também que as tensões necessárias à conformação plástica foram consideravelmente baixas, cerca de 20MPa para 80% de deformação real, correspondendo a uma viscosidade de 1,5.105Pa.s. A tensão e viscosidade encontradas foram similares às de algumas ligas alumínio-silício desenvolvidas pelo Grupo de Pesquisa, incluindo a liga Al-Si A356 (BENATI e ZOQUI, 2014; LOURENÇATO, 2008; ZOQUI e PAES, 2005).
A potencialidade apresentada pela liga Fe–2,5%C–1,5%Si neste trabalho motivou o presente projeto de doutorado, para o qual foi proposta a incorporação de cromo com intuito de minimizar os efeitos de oxidação superficial e melhorar as propriedades mecânicas da liga – dentre os elementos de liga comumente empregados em ligas Fe-C-Si com propósitos semelhantes, tais como Ni, V, Mo, Nb e Ti, o cromo é o que apresenta o menor custo (U.S. GEOLOGICAL SURVEY, 2015). Deste modo, ferros fundidos com composição Fe–2,5%C–
x%Cr–1,5%Si (x igual a 3, 5 e 7%Cr) e carbono equivalente (CE) de 3% foram propostos visando
estudar o efeito do cromo na tixoconformabilidade das ligas, avaliando sua influência na estrutura, comportamento reológico e propriedades mecânicas das ligas. O principal objetivo deste projeto foi desenvolver ligas tixoconformáveis com baixa viscosidade e estabilidade microestrutural durante o processamento no estado semissólido.
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
Este capítulo aborda, sinteticamente, os principais conceitos que pautam as proposições e discussões desta tese. Serão apresentadas algumas características gerais dos ferros fundidos e particulares dos ferros fundidos cinzentos e brancos, avanços ocorridos na tixoconformação de ferros fundidos e, por fim, conceitos sobre a caracterização do comportamento reológico de ligas metálicas durante o processamento no estado semissólido.
2.1 Características gerais dos ferros fundidos
Os ferros fundidos são, basicamente, ligas do sistema ternário Fe-C-Si contendo teores de carbono acima de 2,1%. Devido aos maiores teores de carbono, a estrutura dos ferros fundidos, ao contrário da estrutura dos aços, exibe uma fase rica em carbono. A formação do eutético estável ou metaestável é uma função de vários fatores, incluindo o potencial de nucleação do líquido, composição química e taxas de resfriamento.
Os primeiros dois fatores determinam o potencial de grafitização do ferro fundido. Um alto potencial de grafitização resultará em materiais com grafite como a fase rica em carbono, enquanto um baixo potencial de grafitização resultará em materiais com cementita como fase rica em carbono. Estes dois tipos básicos de eutéticos – o estável austenita-grafita ou o metaestável austenita-cementita – têm grandes diferenças em suas propriedades mecânicas, como resistência à tração, dureza, tenacidade e ductilidade (STEFANESCU, 1993; GUNDLACH e DOANE, 1993). Na forma de grafita apresenta baixa dureza, baixa resistência mecânica e boa usinabilidade, já na forma de cementita, apresenta dureza elevada, alta resistência mecânica ao desgaste e baixa tenacidade (CHIAVERINI, 1996).
Os ferros fundidos são classificados de acordo com a forma em que o carbono se apresenta na microestrutura. A alta concentração de carbono aumenta a quantidade de cementita na microestrutura do material, assim como altas concentrações de carbono e silício aumentam a quantidade de carbono livre, grafita, no fundido, aumentando-se a fundibilidade. Apesar do aumento do teor de carbono e silício melhorar o potencial de grafitização e, portanto, diminuírem
a tendência de coquilhamento, o limite de resistência à tração é inversamente afetado, ou seja, diminui. Isto se deve à promoção de ferrita e perlita de forma mais grosseira na estrutura (STEFANESCU, 1993). A Tabela 2.1 apresenta alguns dos principais tipos de ferros fundidos de acordo com sua microestrutura:
Tabela 2.1. Classificação de alguns dos principais tipos de ferros fundidos.
Designação Fase rica em
carbono Matriz
Estrutura final após: Cinzento Grafita lamelar Perlita e/ou ferrita Solidificação Nodular *a Grafita nodular Perlita e/ou ferrita Solidificação
Branco Cementita Perlita Solidificação
Maleável *b Grafita em rosetas Perlita e/ou ferrita Solidificação e tratamento térmico Nodular austemperado Grafita nodular Ausferrita *c Solidificação e
tratamento térmico Vermicular *d Grafita compacta Perlita e/ou ferrita Solidificação
a
Inoculação de Mg ou Ce para nodularização da grafita.
b
Ferro fundido branco tratado termicamente para precipitação de grafita na forma de rosetas.
c
Nome padrão segundo norma ASTM A644, constituída por ferrita acicular e austenita.
d
Adição de teores de Mg menores que nos ferros fundidos nodulares; não há nodularização completa e grafita assume a forma de “vermes”.
Ferros fundidos cinzentos, nodulares, nodulares austemperados (ligas ADI – austempered
ductile iron) e vermiculares (ligas CGI – compacted graphite iron), podem ser encontrados em
diversos componentes de automóveis de passeio, caminhões (caixa de embreagem, comando de válvulas, bombas, polias, coletor e caixa do diferencial para motores diesel, etc), tratores e implementos agrícolas (suporte e carcaça do motor, volantes e tampas de apoio, tampa e caixa de transmissão, cubo do eixo traseiro, arado, bota semeadora, escavador, agulha para enfardadeira, etc), aplicações industriais (bombas e motores elétricos, conexões hidráulicas, sistemas de HVAC, hidrantes, válvulas, etc), dentre outros.
A Figura 2.1 mostra exemplos de componentes automotivos fabricados em ferro fundido. A Tabela 2.2 apresenta algumas características como microestrutura predominante, elementos de liga, propriedades mecânicas e aplicações de alguns ferros fundidos cinzentos, brancos, nodulares e nodulares austemperados de acordo com as normas ASTM e SAE (MATWEB, 2015).
Figura 2.1. Exemplos de componentes de automóveis de passeio fabricados em ferro fundido (Adaptado de WAUPACA FOUNDRY, 2015)
Tabela 2.2. Características e aplicações de alguns tipos de ferros fundidos (MATWEB, 2015).
Designação Classe Condição Matriz LRT
(MPa) ΔL/L (%) Aplicações Cinzento SAE J431 G3500 3,0–3,3%C 1,8–2,2%Si 0,6–0,9%Mn Fundido Perlita ≥240 ≤1 Blocos de motor diesel Caixas de direção Branco ASTM A532 Classe I, Tipo B 2,5–3,0%C 0,8%Si; 1,3%Mn 1,4–4,0%Cr 3,3–5,0%Ni Fundido Perlita ≥410 ≈0 Esferas de moinho Cilindros de laminação Nodular SAE J434c D5506 *a 3,6–3,8%C 1,8–2,8%Si 0,2–1,0%Mn
Fundido Ferrita &
perlita ≥550 6 Virabrequins Nodular ASTM A536 120-90-02*a 3,6–3,8%C 1,8–2,8%Si 0,2–1,0%Mn Temperado e revenido Martensita ≥830 2 Pinhões Engrenagens Rolamentos Nodular ASTM A897 110-70-11*b 3,7%C; 2,5%Si 2,0%Ni max. Austemperado Ausferrita ≥760 11 Virabrequins Engrenagens Pinhões a
Pode conter até 0,2%Ce; 1,0%Cu
b
Os ferros fundidos brancos são ligas extremamente duras e frágeis, com durezas da ordem de 40 a 60HRc, e seu uso está associado a aplicações que necessitem de uma superfície muito dura e muito resistente à abrasão, em peças sujeitas à elevada compressão e desgaste. Comumente são ligas empregadas na fabricação de equipamentos de manuseio de terra, mineração e moagem, podendo ser encontradas em rodas de vagões, esferas de moinhos, fusos transportadores de minérios, calhas de escoamento, chapas de desgaste, revestimento de moinhos e cilindros laminadores, dentre os usos mais comuns.
São também largamente empregados como intermediários na produção do ferro fundido maleável. O aquecimento do ferro fundido branco a temperaturas entre 800 e 1000°C por um período de tempo prolongado causa a decomposição da cementita, formando grafita, que existe na forma de aglomerados ou rosetas circundadas por uma matriz de ferrita ou perlita, dependendo da taxa de resfriamento. A microestrutura é semelhante à de um ferro fundido nodular, o que proporciona ao material resistência relativamente alta e ductilidade ou maleabilidade considerável. Aplicações representativas para esta classe de ferros fundidos ocorrem em barras de ligação, engrenagens de transmissão e cárteres do diferencial para a indústria automotiva e também flanges, conexões de tubulações e peças de válvulas para serviços marítimos, em ferrovias e outros serviços pesados (MATWEB, 2015; CALLISTER, 2002).
2.2 Ferros fundidos cinzentos e brancos
Ferros fundidos são ligas de composição Fe-C-Si nas quais existe mais carbono do que pode ser retido em solução sólida na austenita para a temperatura eutética. Em ferros fundidos cinzentos, o carbono que excede a máxima solubilidade na austenita precipita-se como flocos de grafita. Normalmente tem composição com 2,5 a 4%C, 1 a 3%Si e adições de manganês em quantidades menores que 0,1%Mn para ferros fundidos cinzentos ferríticos e maiores que 1,2%Mn para ferros fundidos cinzentos perlíticos. Enxofre e fósforo também estão presentes em menores quantidades, como impurezas residuais (WHITE, 1993).
Em relação à forma da grafita, os ferros fundidos cinzentos podem apresentar cinco tipos diferentes de distribuição, de acordo com a Figura 2.2. Grafitas do tipo A apresentam distribuição uniforme e orientação randômica, e são encontradas em ferros fundidos inoculados solidificados a taxas de resfriamentos moderadas. Em geral, são associadas com as melhores propriedades
mecânicas, proporcionando características superiores quanto à resistência ao desgaste; os ferros fundidos com este tipo de grafita apresentam super-resfriamentos moderados durante a solidificação. Grafitas do tipo B apresentam distribuição na forma de rosetas e orientação randômica, e são estruturas típicas de resfriamentos rápidos comuns a seções finas ou ao longo da superfície de seções mais espessas; às vezes resultam de inoculações pobres. São encontradas em ferros fundidos com composições próximas a eutética, solidificando sobre um número limitado de núcleos. Grandes tamanhos de células eutéticas e pequenos super-resfriamentos são comuns em ferros fundidos que apresentam este tipo de grafita.
Figura 2.2. Tipos de flocos de grafita encontrados nos ferros fundidos cinzentos (Adaptado de STEFANESCU, 1993).
Grafitas do tipo C apresentam grandes flocos de grafita sobrepostos com orientação randômica, típicos da escória de grafite formada em ferros fundidos hipereutéticos. Estes grandes flocos aumentam a resistência a choques térmicos devido ao aumento da condutividade térmica e diminuição do módulo de elasticidade do material, mas, por outro lado, não possibilitam bons acabamentos superficiais em peças usinadas ou altas tensões e boa resistência ao impacto. Ocorrem em ferros fundidos hipereutéticos como resultado de uma solidificação com super-resfriamento mínimo.
Grafitas do tipo D são caracterizadas pela segregação interdendrítica de pequenos flocos com orientação randômica, o que confere ao material um bom acabamento na usinagem devido à
ausência de micro-fissuras superficiais; no entanto, é difícil conseguir uma matriz totalmente perlítica com este tipo de grafita, pois freqüentemente tais flocos estão cercados por uma matriz ferrítica, gerando regiões mais dúcteis no material. As grafitas do tipo D podem ser formadas nas proximidades de superfícies resfriadas rapidamente ou em seções delgadas, sendo encontradas em ferros fundidos hipoeutéticos ou eutéticos solidificados preferencialmente a altas taxas de resfriamento. As grafitas do tipo E possuem distribuição interdendrítica com uma orientação preferencial – ao contrário do tipo D, a grafita do tipo E pode estar associada a uma matriz perlítica e, dessa forma, pode produzir um fundido cujas propriedades de resistência ao desgaste sejam tão boas quanto às encontradas nos ferros fundidos contendo somente grafita do tipo A em uma matriz perlítica. São características de ferros fundidos hipoeutéticos.
Ambos os tipos de grafita, D e E, são associados a altos super-resfriamentos durante a solidificação – formam-se quando o super-resfriamento é alto, mas não o suficiente para causar a formação de carbonetos. De maneira geral, grafitas do tipo D e E formam-se para quaisquer composições químicas com altas taxas de resfriamento, e no caso de composições hipoeutéticas, formam-se independentemente da taxa de resfriamento (ASTM A247, 2010).
Não somente a forma da grafita, mas também seu tamanho é muito importante, porque está diretamente relacionado ao limite de resistência à tração, sendo inversamente proporcional a este – de maneira geral, quanto maior o tamanho do floco de grafita, menor o limite de resistência à tração do material (STEFANESCU, 1993; WHITE, 1993). Mecanicamente, o ferro fundido cinzento é comparativamente fraco e frágil quando submetido à tração, como conseqüência da sua microestrutura; as extremidades dos flocos de grafita são afiladas e pontiagudas, e podem servir como pontos de concentração de tensões quando uma tensão de tração externa é aplicada. A resistência e a ductilidade são muito maiores sob cargas de compressão.
Possuem, no entanto, algumas características desejáveis: são muito eficientes no amortecimento de energia vibracional (as estruturas de base para máquinas e equipamentos pesados expostas à vibração são constituídas freqüentemente deste material); exibem elevada resistência ao desgaste; no seu estado fundido, possuem uma elevada fluidez à temperatura de fundição, o que permite a fundição de peças que possuem formas intrincadas; a contração do metal fundido é baixa, devido à expansão do carbono-silício na solidificação. Finalmente, e talvez o mais importante, os ferros fundidos cinzentos estão entre os materiais metálicos mais baratos que existem. As principais aplicações comerciais dos ferros fundidos cinzentos são base
de máquinas, equipamentos pesados sujeitos à vibração, pequenos blocos cilíndricos, cabeçotes de cilindros, pistões, placas de embreagem, caixas de transmissão e peças diversas onde a resistência mecânica não é uma das principais considerações (CALLISTER, 2002).
Os ferros fundidos brancos, cujo nome origina-se de sua característica superfície de fratura esbranquiçada, contém a maioria do carbono em suas microestruturas em forma de carbonetos, comumente Fe3C, ou carbonetos complexos do tipo (Fe,Cr)3C e (Fe,Cr)7C3, em detrimento de quase nenhum carbono livre na forma de grafita. O carboneto mais comumente encontrado em ferros fundidos brancos sem adição de elementos de liga é a cementita, cuja estrutura cristalina é ortogonal – ao redor de cada átomo de carbono há seis átomos de ferro formando um octaedro; cada octaedro possui um átomo de carbono em seu interior e cada átomo de ferro é compartilhado entre dois octaedros, assim a proporção atômica de Fe e C na fórmula molecular Fe3C é precisamente satisfeita. Para ferros fundidos ligados ao cromo, a cementita pode ser enriquecida com átomos de Cr ocupando posições do Fe no octaedro formando carbonetos (Fe,Cr)3C sem perder sua estrutura ortorrômbica (MARATRAY, 1971).
Como consequência das grandes quantidades de cementita e carbonetos em sua matriz, são ferros fundidos normalmente muito duros, propriedade que lhes conferem excelente resistência à abrasão; contudo, apresentam-se extremamente frágeis e pouco susceptíveis à usinagem. Seu uso está associado a aplicações que necessitem de superfícies muito duras com grande resistência ao desgaste e praticamente nenhuma ductilidade, como, por exemplo, cilindros laminadores em trens de laminação. A resistência ao desgaste dos ferros fundidos brancos está intrinsecamente ligada à presença do cromo para geração de carbonetos – neste caso, um dos benefícios do cromo é que se trata de um promotor de carbonetos ao invés de grafita como a fase estável rica em carbono após a solidificação. Em maiores quantidade (normalmente acima de 10%Cr), carbonetos (Fe,Cr)7C3 e/ou Cr7C3 tornam-se a fase estável rica em carbono na reação eutética (STEFANESCU, 1993; GUNDLACH e DOANE, 1993).
A estrutura bruta de fusão típica de ferros fundidos brancos consiste de dendritas austeníticas com carbonetos de ferro mais austenita eutéticos – a ledeburita. O crescimento da ledeburita começa com o desenvolvimento de placas de cementita nas quais uma dendrita austenítica nucleia-se e cresce; esta reação desestabiliza a cementita que então cresce através da austenita. Como resultado, dois tipos de estrutura eutética se desenvolvem, um eutético lamelar
com Fe3C como constituinte principal crescendo lateralmente e uma estrutura eutética fibrosa crescendo na direção perpendicular, como mostra a Figura 2.3 (MAGNIN e KURZ, 1992).
Figura 2.3. Crescimento da ledeburita em um ferro fundido branco (Adaptado de MAGNIN e KURZ, 1992).
A dificuldade em usinar os ferros fundidos brancos advém da presença extensiva de carbonetos e ledeburita ao longo de toda a microestrutura. A cementita, cristal de estrutura ortorrômbica complexa, é um constituinte extremamente duro, na faixa de 800 a 1400HV, e tem como característica conferir ao material aumento da resistência ao desgaste em detrimento da redução da usinabilidade. A ledeburita é uma estrutura eutética massiva formada abaixo de 1148°C, consistindo de cementita e austenita em equilíbrio metaestável para ligas contendo carbono na faixa de 2 a 6,7%. O subsequente resfriamento lento causa decomposição da austenita em ferrita e cementita (perlita) como resultado da reação eutetóide. Os precipitados de cementita ficam situados nas regiões exteriores das células eutéticas ou nos espaços interdendríticos da austenita transformada devido à microssegregação dos elementos formadores de carbonetos, dentre os quais se destacam o cromo e vanádio (STEFANESCU e RUXANDA, 2004).
2.3 Efeitos do cromo e silício nos ferros fundidos
Dentre os elementos que influenciam a estrutura final dos ferros fundidos, em menor escala, tem-se o fósforo e enxofre, apesar de serem os mais comuns e sempre estarem presentes na composição. Podem surgir em taxas maiores que 0,15% para ferros fundidos de qualidade
baixa, e são consideravelmente danosos para ferros fundidos em que se busca boa qualidade, como os ferros fundidos nodulares ou os ferros fundidos vermiculares. O P combina-se com o Fe e forma uma fase eutética de alta dureza, a esteadita (Fe3P). Os efeitos do enxofre devem ser balanceados pelos efeitos do manganês. Sem o manganês no ferro fundido, sulfeto de ferro (FeS) não desejado se formará nos contornos de grãos. Se o teor de enxofre for balanceado pelo teor de manganês, sulfeto de manganês (MnS) será formado, sendo este menos danoso devido ao fato de se distribuir mais homogeneamente no interior dos grãos.
Em relação aos elementos de liga majoritariamente presentes nos ferros fundidos propostos neste trabalho, o silício aumenta o potencial de grafitização tanto para transformações eutéticas quanto para transformações eutetóides e aumenta o número de partículas de grafita. Forma soluções sólidas na matriz e, devido a aumentar a proporção ferrita/perlita, causa uma diminuição no limite de resistência à tração e na dureza do material. A adição de cromo, além de atuar no controle microestrutural do metal solidificado, favorece a formação de carbonetos adicionais. A fração de carbonetos precipitados é proporcional à relação Cr/C e, à medida que essa fração aumenta, a morfologia destes carbonetos é alterada: eles aumentam de tamanho e passam de uma forma lamelar para, ao final, assumir uma forma hexagonal (TABRETT et al., 1996).
O cromo é um formador de carbonetos com alta dureza e elevada resistência ao desgaste. Por outro lado, pode levar o material a apresentar baixos valores de ductilidade e tenacidade, além de difícil usinabilidade. A Tabela 2.3 apresenta os principais carbonetos formados pelo cromo em aços e ferros fundidos, onde a letra “M” representa um metal que pode ocupar um espaço no reticulado da estrutura cristalina do carboneto, ou seja, o elemento de liga formador do carboneto (ROBERTS et al., 1998).
Com teores de até 10% de cromo os ferros fundidos formam carbonetos ledeburíticos do tipo M3C. Acima de 7 a 10% de Cr os carbonetos formados são majoritariamente do tipo M7C3, que são mais duros e mais resistentes à abrasão que os carbonetos M3C. Assim, o cromo é um forte estabilizador de carbonetos, afetando o tipo e a morfologia dos mesmos; contudo, seu efeito na microestrutura da matriz não é tão forte devido à sua grande afinidade com o carbono (GUNDLACH e DOANE, 1993).
De maneira geral, adições de cromo têm três propósitos majoritários: formar carbonetos, aumentar a resistência à corrosão do material e estabilizar a estrutura para aplicações em altas temperaturas. Pequenas quantidades de cromo são rotineiramente adicionadas aos ferros fundidos
para estabilizar a perlita em ferros fundidos cinzentos ou para assegurar uma estrutura livre de grafita em ferros fundidos brancos contendo menos de 1%Si. Em pequenas quantidades, geralmente não maiores que 2 a 3%, o cromo tem pouco ou nenhum efeito sobre a temperabilidade da liga, principalmente porque a maior parte do cromo estará amarrada aos carbonetos. No entanto, o cromo tem influência sobre a fineza e a dureza da perlita e tende a aumentar a quantidade e a dureza dos carbonetos eutéticos. Conseqüentemente, o cromo é muitas vezes adicionado ao ferro fundido cinzento para garantir que requisitos de resistência mecânica possam ser atendidos, especialmente em aplicações pesadas – pode ser adicionado ao ferro fundido nodular para a mesma finalidade. Além disso, porcentagens relativamente baixas de cromo são usadas para melhorar a dureza e a resistência ao desgaste de ferros fundidos brancos perlíticos (STEFANESCU, 1993).
Tabela 2.3. Principais carbonetos associados ao cromo presentes na microesturutra de aços e ferros fundidos (adaptado de ROBERTS et al., 1998).
Tipo Reticulado Dureza (HV) Características
M3C Ortorrômbico 900
Derivado da cementita, M pode conter Cr, Mn e, menos frequentemente, W, Mo e V. Presente em ferros fundidos com menores teores de cromo.
M23C6 CFC 1300
Presente em ferros fundidos brancos de alto cromo (11% a 30%Cr). M pode conter também W ou Mo.
M7C3 Hexagonal 1600
Muito presente em ferros fundidos brancos de alto cromo. Resistente à dissolução em altas temperaturas.
M6C CFC 1700
M é tipicamente W ou Mo. Pode conter moderados teores de Cr ou V.
M2C Hexagonal 2200
Carboneto rico em W ou Mo, típico de revenido. Pode conter teores de Cr.
Tanto o silício quanto o cromo são formadores de ferrita fracos (fecham o campo austenítico) enquanto o carbono é um forte formador de austenita, expandindo o campo austenítico. O silício é um elemento de liga normalmente encontrado em solução sólida na fase ferrita, sua solubilidade na cementita ou em carbonetos é muito baixa. O cromo, em menores concentrações, encontra-se em solução sólida tanto na cementita quanto na ferrita; já em maiores
concentrações, grande parte formará carbonetos consumindo o carbono disponível no material para formação de carbonetos de cromo termodinamicamente mais estáveis que a cementita, enquanto o restante forma soluções sólidas com a ferrita juntamente com os elementos não formadores de carbonetos como o silício, o que resulta em substancial aumento da dureza desta fase (BADESHIA e HONEYCOMBE, 2006).
Os elementos formadores de carbonetos, como o cromo, com solubilidade substancial na cementita, irão se difundir para dentro desta fase enquanto os elementos não formadores de carbonetos, como o silício, formarão soluções sólidas com a ferrita. A composição da cementita pode variar dentro de limites bem grandes, por exemplo, contemplado até 20% de cromo em substituição a átomos de ferro sem que haja qualquer alteração cristalográfica em decorrência. Contudo, tais variações na composição química da cementita podem causar alterações na morfologia da perlita, como mudanças no espaçamento interlamelar e tendência de esferoidização (BADESHIA e HONEYCOMBE, 2006).
2.4 Solidificação de ferros fundidos ligados ao cromo
No equilíbrio, a solidificação de ferros fundidos com a fase rica em carbono baseada na cementita ao invés da grafita livre pode ser avaliada através do diagrama de fases metaestável Fe-Fe3C apresentado na Figura 2.4.
Durante a solidificação de ferros fundidos hipoeutéticos (com carbono equivalente abaixo de 4,3%), acima da linha liquidus a liga está inteiramente liquefeita. Durante seu resfriamento, ao atingir a linha liquidus, ocorre a formação dos primeiros cristais sólidos de austenita. Dentro da janela de solidificação coexistem líquido mais austenita, de modo que a austenita enriquece paulatinamente de carbono e a composição do líquido, por sua vez, percorre a linha liquidus. Ao atingir a temperatura correspondente à linha solidus (aproximadamente 1148°C), para a qual imediatamente antes havia líquido mais austenita, todo o líquido remanescente se transforma no eutético ledeburita (constituída de austenita mais cementita) e então estarão em equilíbrio a fase austenita com 2,1%C e o eutético ledeburita com 4,3%C.
Prosseguindo com o resfriamento, a austenita isolada (austenita primária) e a austenita da ledeburita (austenita eutética) terão seu teor de carbono alterado (decrescendo) de acordo com a linha ACM, até que se atinja a temperatura de 727°C, correspondente à linha A1, quando toda a austenita presente se transforma em perlita. Assim, abaixo de 727°C, o ferro fundido hipoeutético será constituído por cristais de perlita envolvidos por ledeburita transformada que, por sua vez, abaixo de 727°C, é constituída por glóbulos de perlita sobre uma matriz de cementita.
Para o caso das ligas cuja fase rica em carbono é a grafita, a sequência de solidificação acompanha o diagrama de fases estável Fe-C de modo análogo ao visto para o diagrama Fe-Fe3C, com a precipitação do carbono em forma de grafita ao invés de Fe3C e matriz composta por ferrita, perlita ou ferrita mais perlita.
Para ferros fundidos com altos teores de cromo (comumente maior que 10%Cr) e/ou baixa relação Cr/C, a eutético forma-se por austenita e o carboneto de cromo M7C3, de modo que a reação eutética dá-se pela transformação: L → γ + M7C3. A morfologia do eutético γ + M7C3 caracteriza-se por carbonetos em forma de feixes constituídos de fibras radiais nos espaços interdendríticos. Esta morfologia de eutético poderia ser descrita como células ou colônias eutéticas de forma acicular. Trata-se de uma morfologia descontínua em comparação com o eutético γ + M3C. Barthel et al. (1974) apud Sinatora (1986) verificou que os carbonetos são interconectados dentro de cada célula eutética e interpenetram-se com a austenita de forma muito semelhante ao silício do eutético em ligas Al-Si modificadas. A Figura 2.5 apresenta a morfologia característica dos eutéticos γ + M3C e γ + M7C3.
A Figura 2.6 apresenta microestruturas das ligas Fe–2,5%C–x%Cr–1,5%Si após os ensaios de aquecimento contendo estruturas características dos eutéticos γ + M3C e γ + M7C3.
a) b)
Figura 2.5. Morfologia característica dos eutéticos: a) γ + M3C e b) γ + M7C3 (BARTHEL et al., 1974 apud SINATORA, 1986).
Ledeburita (P + M3C) Microestrutura da liga contendo 5%Cr
Eutético (P + M7C3) Microestrutura da liga contedo 7%Cr
Figura 2.6. Morfologias características dos eutéticos γ + M3C e γ + M7C3nas ligas contendo cromo avaliadas neste trabalho (fotos do autor). MEV.
Perlita formada da austenita eutética Perlita formada da austenita primária eutética Perlita formada da austenita eutética M7C3 eutético M3C eutético Perlita formada da austenita primária
2.5 Tixoconformação de ferros fundidos
Nas últimas décadas, uma classe de processos de conformação de metais tem sido desenvolvida, a qual se apóia no fato de que, com uma agitação vigorosa durante os estágios iniciais da solidificação, o sólido primário que se forma tem uma estrutura não dendrítica. Como resultado, este material, chamado de semissólido, comporta-se como uma pasta tixotrópica, ou seja, a viscosidade da liga mostra uma dependência com o tempo e diminui em função do aumento das taxas de cisalhamento. As ligas semissólidas retêm seu comportamento de pasta viscosa mesmo após entrar na faixa sólido-líquido da solidificação e podem ser conformadas com extrema facilidade nesta região. O processo que utiliza a pasta viscosa formada como descrito acima tem sido de chamado reofundição. Alternativamente, a pasta pode ser totalmente solidificada e depois parcialmente refundida sem agitação. Na aplicação de cisalhamento, esta reassume suas propriedades de fluído e pode ser moldada sob pressão; neste caso tem-se a tixoconformação – tixoforjamento, tixoextrusão e tixoinjeção (FLEMINGS, 1991; LAXMANAN e FLEMINGS, 1980; ATKINSON, 2005).
Tsuchiya, Ueno e Takagi (2003) pesquisaram o comportamento de ferros fundidos no estado semissólido, bem como características da tixoinjeção das ligas. Segundo seu trabalho, a composição das amostras deve apresentar uma quantidade de eutético variando entre 30% a 50% para viabilizar a tixoinjeção; isso se deve ao fato de que, com quantidades de eutético maiores que 50%, o material semissólido perde muito de sua capacidade de ser manipulável como sólido, por estar muito próximo do estado líquido, ocasionando ainda enorme contração durante a solidificação, e, por conseguinte, trincas na superfície das amostras.
Como a quantidade de eutético varia, predominantemente, em função das quantidades de C e Si na amostra, os valores ideais para tais elementos foram estipulados em 2,4%C e 2%Si. Os resultados mostraram que as ligas poderiam ser aplicadas em larga escala, pois originaram peças com resistência mecânica da ordem de 400 a 1000MPa; valores de 180GPa ou mais foram alcançados para o módulo de elasticidade nestas condições. Ainda para a tixoinjeção, o material mostrou grande capacidade de preenchimento da matriz, sendo possível a fabricação de peças com paredes de espessuras de até 1mm, corroborando com a idéia de que é possível obter peças fabricadas por tixoconformação aliando as propriedades mecânicas das ligas Fe-C-Si com a
flexibilidade de design e acuidade dimensional equivalentes às encontradas para ligas de alumínio fundidas sob pressão (TSUCHIYA, UENO e TAKAGI, 2003).
Quanto à transformação das partículas primárias de estruturas dendrítica para globular, Tsuchiya, Ueno e Takagi (2003) estabelecem uma relação entre a taxa de aquecimento da amostra e o espaçamento dendrítico secundário (DAS II), como forma de otimizar o aquecimento. Existe a formação de um gradiente de carbono ao longo dos braços dendriticos durante o aquecimento rápido, e as regiões com altas concentrações de carbono transformam-se em fase líquida, enquanto as regiões com baixas concentrações permanecem como fase sólida; como resultado, a fase primária, para diminuir a energia interna, torna-se globular, uma vez que a esfera, ou glóbulo, é a forma geométrica que possui a menor relação área superficial / volume. Tal efeito cria uma relação entre o DAS II e a taxa de aquecimento das amostras – quando DAS II é pequeno, o alcance da difusão de carbono torna-se pequeno, então a formação de glóbulos é possível até para baixas taxas de aquecimento.
De acordo com suas observações, quando a taxa de aquecimento até a região austenítica é elevada, da ordem de 80ºC/min, há uma separação das dendritas e a estrutura torna-se adequada para a tixoconformação; no entanto, para taxas de aquecimento menores, da ordem de 40ºC/min, a fase primária, sólida, forma estruturas grandes e grosseiras.
Muumbo, Nomura e Takita (2004) e Ramadan, Takita e Nomura (2006) pesquisaram o processamento de ferros fundidos cinzentos no estado semissólido utilizando, para obtenção da matéria-prima, o método de placas refrigeradas. Os trabalhos apresentam técnicas para melhoria significativa na estrutura do material, que passa a apresentar glóbulos finos de partículas primárias com alto grau de esfericidade e fase secundária, eutética, claramente distinta das adjacentes. O fluxo de material ao longo da placa faz com que o metal fundido resfrie-se rapidamente, levando a um aumento da nucleação de partículas primárias; desta forma o metal fundido assume um estado semissólido antes de escoar para dentro do molde (RAMADAN, TAKITA e NOMURA, 2006).
Ramadan, Takita e Nomura (2006) também estudaram as mudanças microestruturais do ferro fundido cinzento traçando um paralelo com as propriedades mecânicas do material. Lingotes de ferro fundido cinzento hipoeutético (carbono equivalente, CE, de 3,6%) foram fundidos e processados através de placas refrigeradas; o material semissólido foi vazado em molde de areia de onde foram retirados corpos de prova para avaliação metalográfica e ensaios de
tração e dureza. Enquanto os ferros fundidos cinzentos convencionais apresentam estrutura dendrítica, o material processado no estado semissólido apresenta estrutura mais fina e mais globular à medida que a fração sólida é aumentada durante o processamento. O aumento da fração sólida gera também uma diminuição do tamanho médio das lamelas de grafitas, além de alterar sua morfologia. Para frações sólidas entre 14 a 18% obtêm-se flocos grosseiros de grafita do tipo A, e para maiores frações sólidas, acima de 25%, flocos mais finos vão sendo obtidos até que haja uma mudança morfológica destes, tornando-se grafitas do tipo D. A mudança morfológica da grafita devido ao aumento da fração sólida no material semissólido está ligada ao aumento do super-resfriamento durante a solidificação – conforme a fração de sólido primário na estrutura do material é aumentada, maior é o super-resfriamento durante a solidificação, o que leva as grafitas a tornarem-se mais finas.
Devido à promoção de grafitas do tipo D, existe também uma alteração na matriz do material, ocorrendo um aumento na formação de ferrita em detrimento de uma matriz totalmente perlítica. Em relação ao limite de resistência à tração e alongamento, ambas as propriedades apresentam um aumento significativo em relação ao material convencionalmente processado quando do aumento da fração sólida no semissólido, devido ao efeito de refinamento dos flocos de grafita. Apesar da mudança morfológica da grafita (grafita finas do tipo A para grafitas do tipo D) causar uma diminuição na resistência à tração, frações sólidas maiores do que 18% tornaram a apresentar melhores respostas de resistência à tração e alongamento devido à aglomeração de partículas de sólido primário. A dureza também aumenta de acordo com o aumento da fração sólida, porém, analogamente à resistência à tração, exibe uma queda quando ocorre a mudança morfológica da grafita devido à formação de ferrita inerente à grafita tipo D. Desta maneira, os tipos de grafita e a estrutura da matriz podem ser controlados através do processamento do ferro fundido no estado semissólido.
Muumbo, Nomura e Takita (2004) também estudaram as mudanças macro e microestruturais do ferro fundido cinzento devido ao processamento no estado semissólido, porém usando pressão durante a solidificação. As ligas semissólidas foram vazadas em um molde metálico e sofreram a aplicação de diferentes cargas de compressão, além de diferentes temperaturas de vazamento e pré-aquecimento do molde, gerando então diferentes macro e microestruturas nas amostras em função de tais fatores. Lingotes de ferro fundido cinzento hipoeutético (CE = 3,9 e 4%) foram avaliados. Foram preparados também corpos de prova
através de agitação mecânica com diferentes rotações, a fim de se comparar as estruturas resultantes de ambos os processos.
De acordo com Muumbo, Nomura e Takita (2004), as ligas processadas no estado semissólido apresentaram melhoras significativas em relação às ligas fundidas, apresentando menor tamanho de partículas primárias e estrutura mais fina e mais globular. A aplicação de pressão durante a solidificação do metal semissólido leva a uma redução da porosidade na linha central da peça devido ao menor arrasto de gases. Além disso, expressivas melhorias no formato da peça são alcançadas, uma vez que as bordas ficam menos distorcidas e mais definidas. A macro-segregação nas peças solidificadas mostrou variações insignificantes dos principais componentes (C, Si e Mn) para ambas as composições adotadas, do centro às periferias das peças, o que significa um grande ganho em relação a propriedades mecânicas.
Tem-se, portanto, que as condições gerais para se obter matéria prima ferrosa tixoconformável deve, a princípio, ter as seguintes características: pequeno tamanho de fase primária, em termos de espaçamento dendrítico secundário (DAS II), grafita fina e bem distribuída pela matriz e teores de carbono e silício na casa dos 2%. Esta matéria-prima deve ser aquecida rapidamente, com taxas de aquecimento acima de 60ºC/min, e deve ser conformada sob pressão com altas taxas de deformação (TSUCHIYA, UENO e TAKAGI, 2003; MUUMBO, NOMURA e TAKITA, 2004; RAMADAN, TAKITA e NOMURA, 2006).
2.6 Caracterização do comportamento reológico de ligas semissólidas
O estudo das tensões e viscosidades envolvidas na conformação de ligas no estado semissólido é fundamental, dentre outros motivos, para o dimensionamento de ferramental para o processamento destas. Segundo Zoqui (2001), para um metal que será processado no estado semissólido por tixoconformação, a determinação da viscosidade do material em função da taxa de cisalhamento talvez seja a caracterização mais importante a ser realizada. Dentre as diversas rotas exploradas para a caracterização do comportamento reológico de ligas semissólidas, os ensaios de compressão a quente fundamentados no artigo publicado por Laxmanan e Flemings (1980) estão entre os mais comumente aplicados (KANG, CHOI e KIM, 1999; FERRANTE e FREITAS, 1999; PRONI, D’ÁVILA e ZOQUI, 2013; YEKTA e VANINI, 2014).
Ensaios de compressão a quente são utilizados para a construção de curvas tensão vs. deformação e viscosidade aparente vs. taxa de cisalhamento a partir de curvas carga vs. deslocamento (curvas de saída do ensaio) através de correlações matemáticas. O fluxo de materiais semissólidos pode ser determinado em termos de sua resposta à deformação, evolução microestrutural e através de modelos matemáticos para todas as faixas de fração líquida e em diversas taxas de deformação (KAPRANOS et al., 2001). A escolha deste método de caracterização deve-se à extrema facilidade operacional e à capacidade de gerar excelentes resultados comparativos. Contudo, a principal vantagem desta abordagem é que os parâmetros experimentais associados a ela (taxas de cisalhamento, carregamentos, taxas de aquecimento, entre outros) assemelham-se bastante com as condições observadas em processos industriais de materiais semissólidos; assim, a resposta do material representa com fidelidade o comportamento do material em condições reais de processamento (YEKTA e VANINI, 2014).
Materiais semissólidos apresentam um esqueleto tridimensional de partículas sólidas globulares que se constrói por todo o material, a partir da qual o semissólido suporta seu próprio peso e pode ser manuseado com um sólido (ATKINSON, 2005). Sabe-se que as cargas envolvidas no escoamento de ligas no estado semissólido obedecem a um comportamento pseudoplástico devido ao colapso dos elos deste esqueleto formado pelas partículas sólidas durante a conformação. Conforme a deformação aumenta ao longo do ensaio de compressão a quente, aumentando então as taxas de deformação e cisalhamento, os elos do esqueleto começam a se colapsar e a permitir que o líquido aprisionado entre eles fique livre para contribuir com o movimento das partículas sólidas na matriz já liquefeita no estado semissólido. Com o aumento das taxas de deformação e cisalhamento, os níveis de tensão e viscosidade caem até que um patamar de regime permanente seja atingido (YEKTA e VANINI, 2014). Quando da realização de um ensaio de compressão a quente, os picos de tensão e viscosidade máximas são uma função da microestrutura inicial a qual em si é fortemente dependente tanto da taxa de deformação aplicada quanto da história térmica e mecânica das amostras investigadas. Ainda, a microestrutura inicial antes da conformação é também dependente do tempo de permanência em determinada temperatura.
Desta feita, todas as análises das características do comportamento reológico das ligas semissólidas realizadas nesta dissertação tiveram como base o trabalho de Laxmanan e Flemings (1980). Na seqüência, são apresentadas as principais equações envolvidas na construção das
curvas de tensão vs. deformação e viscosidade aparente vs. taxa de cisalhamento, descritas com mais detalhes por Proni, D’Ávila e Zoqui (2013). Considera-se como ponto de partida uma amostra cilíndrica de altura inicial H0 (em m). A deformação de engenharia, e (em %), em um dado tempo t (em s) em compressão, com altura instantânea H (em m), é dada pela Equação 2.1:
0 H H 1
e (Equação 2.1)
Sendo o volume V (em m3) constante durante todo o ensaio de compressão, e considerando que a amostra seja comprimida entre duas placas cuja área superficial é maior que a maior área ocupada pelo material deformado, a tensão σ (em MPa) em um determinado tempo t de ensaio será dada pela Equação 2.2:
V FH ) e 1 ( V 0 FH σ (Equação 2.2)
Onde F (em N) é a força aplicada em um determinado tempo t. Para o caso de um fluido viscoso do tipo newtoniano, as equações de viscosidade μ (em Pa.s) e taxa de cisalhamento ( em s-1), de acordo com as relações de compressão entre duas placas paralelas, são dadas pelas Equações 2.3 e 2.4, respectivamente: δt) H/ (δ 2 3V F 5 h 2π μ (Equação 2.3) 2,5 2H t /δ H δ π V γ (Equação 2.4)
Assim, nota-se que é possível determinar a viscosidade em função do tempo, bem como a taxa média de cisalhamento. A caracterização de ambos visa estabelecer meios para analisar o comportamento não-newtoniano destas pastas, uma vez que, conforme supracitado, o material semissólido não se comporta como um material newtoniano, mas sim como um fluido tixotrópico (ZOQUI, 2001).
3 MATERIAIS E MÉTODOS
Conforme descrito e explorado em diversos trabalhos prévios (ZOQUI e PAES, 2005; LOURENÇATO, 2008; BENATI e ZOQUI, 2014), o método adotado para avaliação da tixoconformabilidade das ligas Fe–2,5%C–x%Cr–1,5%Si implicou na caracterização estrutural das ligas como fundidas em termos do mapeamento das fases esperadas, transição sólido-líquido e alterações estruturais no estado semissólido com subsequente caracterização do comportamento reológico e características tixotrópicas dos materiais, seguindo os passos apresentados pelo fluxograma da Figura 3.1.
Figura 3.1. Fluxograma para preparação e caracterização das ligas Fe–2,5%C–x%Cr–1,5%Si.
1350ºC (molde de areia)
Perfil de temperaturas → Thermo-Calc ®
Fe–2,5C–xCr–1,5Si Como fundidas < Aquecimento> < Compressão> 100mm/s 50% de fração líquida Tempos de permanência → 0, 30, 60 e 90s Caracterização da transição sólido-líquido
Fe–2,5C–xCr–1,5Si Aquecidas 1000ºC por 240min < Recozimento> Fe–2,5C–3Cr–1,5Si Fe–2,5C–5Cr–1,5Si Fe–2,5C–7Cr–1,5Si Recozidas Fe–2,5C–1,5Si Como
fundida Caracterização microestrutural
Ensaios de dureza e flexão
Caracterização microestrutural Ensaios de dureza Fe–2,5C–xCr–1,5Si Comprimidas à quente Ensaios de flexão < Vazamento> Sucata AISI 1020 Liga mãe Si-Fe Ferro gusa Liga mãe Cr-Fe < Resfriamento> Ao ar
De modo sucinto, este trabalho pode ser resumido nos seguintes tópicos:
Produção via fundição em molde de areia de lingotes com dimensões aproximadas de 35mm de diâmetro por 190mm de comprimento;
Simulações através do Thermo-Calc para determinação das temperaturas liquidus e temperaturas de trabalho correspondentes a 50% de fração líquida com a finalidade de estabelecer condições de processamento do material no estado semissólido;
Usinagem de amostras cilíndricas com 30mm de diâmetro por 30mm de altura para realização de ensaios de aquecimento em alta temperatura (fração líquida de 50%) para estudo da evolução microestrutural gerando total ou parcial globularização em tempos de espera de 0, 30, 60 e 90s;
Caracterização microestrutural. Identificação das fases presentes via microscopia ótica (MO), microscopia eletrônica de varredura (MEV), EDS/MEV e difração de raios-X (DRX). Estudo da transição sólido-líquido via ensaios de aquecimento in situ. Medição do tamanho de grão e contigüidade para as amostras como fundidas e aquecidas;
Usinagem de amostras cilíndricas com 30mm de diâmetro por 30mm de altura para caracterização das ligas em ensaios de compressão a quente. A caracterização das tensões e viscosidades máximas durante compressão a quente foi realizada com 50% de fração líquida nas mesmas condições empregadas nos ensaios de aquecimento, ou seja, mesma taxa de aquecimento e tempos de espera;
Caracterização das propriedades mecânicas. Foram retirados corpos de prova das amostras comprimidas a quente para realização de ensaios de flexão em três pontos. Ensaios de dureza Rockwell C foram realizados nas amostras como fundidas e aquecidas em todas as condições de ensaio.
3.1 Produção das ligas fundidas
As ligas estudadas neste trabalho foram fabricadas e doadas pela empresa IMBIL – Indústria e Manutenção de Bombas ITA Ltda. A fundição ocorreu em um forno indutivo Servtherm modelo DL250 com capacidade para 250kg utilizando-se uma mistura de ferro gusa (Rotavi Industrial Ltda.) e sucata de aço AISI 1020 como base e, de acordo com a composição
química alvo, correções foram sendo adicionadas ao banho com as ligas Fe-Si (Uniligas Comércio de Ferroligas Ltda.), Fe-Cr baixo C (Ferbasa) e Grafite (Nacional de Grafite Ltda.).
As ligas base foram adicionadas ao forno na proporção adequada e aquecidas até cerca de 1400ºC, faixa de temperatura na qual foi mantido o banho. Um corpo de prova era então extraído, vazando-se uma pequena quantidade do metal líquido em uma coquilha de cobre; a composição química era aferida através de em espectrômetro de emissão óptica GNR Optica modelo 75-80J e, caso necessário alguma correção nos teores dos elementos, determinada quantidade da liga base apropriada era então adicionada ao banho. Todas as ligas tiveram suas composições químicas aferidas e confirmadas antes do vazamento.
Depois de confirmadas as composições químicas, as ligas foram vazadas em moldes de areia cura frio com capacidade para seis lingotes de dimensões 35mm de diâmetro por 190mm de comprimento cada, construídos a partir de um modelo de madeira, conforme ilustra a Figura 3.2. Foi adotada pintura de zirconita nos moldes para facilitar a desmoldagem, e, para cada liga, foram vazados dez moldes, totalizando sessenta corpos de prova para cada composição química escolhida em um total de quarenta moldes de areia e duzentos e quarenta corpos de prova. As ligas foram vazadas em temperaturas próximas a 1350ºC, medida com um termopar Italterm Fornero II tipo S. A Figura 3.3 mostra detalhes do vazamento das ligas nos moldes de areia.
a) b)
Figura 3.2. Preparação para fundição das ligas Fe–2,5%C–x%Cr–1,5%Si: a) modelo de madeira; b) moldes de areia cura frio.
3.2 Caracterização microestrutural
As ligas foram caracterizadas microestruturalmente após os processos de fundição e ensaios de aquecimento. A primeira etapa da caracterização microestrutural foi a preparação metalográfica – amostras selecionadas aleatoriamente foram cortadas e lixadas em lixas d’água nos grãos 220, 320, 400, 600, 800, 1200, 1500 e 2000 e polidas em panos de polimento Struers DP NAP com pasta de diamante Struers DP Paste MDE de granulometria 1μm com auxílio do lubrificante Struers DP Blue. O ataque químico consistiu do reagente nital 1% (solução alcoólica com 1% de concentração de ácido nítrico) entre 3 a 5s até que a microestrutura fosse revelada.
a) b)
c) d)
Figura 3.3. Vazamento das ligas Fe–2,5%C–x%Cr–1,5%Si: a) medição da temperatura na panela; b e c) vazamento dos lingotes nos moldes de areia; d) corpos de prova após desmoldagem.
Após o lixamento e polimento as amostras foram caracterizadas com e sem ataque químico para caracterização das fases presentes, avaliação do tamanho de grãos segundo o método dos
interceptos de Heyn (ASTM E112, 2010) e contigüidade conforme o trabalho de Gullo, Steinhoff e Uggowitzer (2000). Tais autores utilizaram a contigüidade da fase sólida, CS, para determinar o grau de coesão entre as partículas da fase primária.
A contigüidade é a medida da quantidade relativa de contatos entre partículas sólidas em uma estrutura semissólida, e é definida como a fração média de superfície compartilhada por um glóbulo com todos os glóbulos vizinhos de mesma fase; assim, quanto mais próximo de “1” o valor da contigüidade, maior o número de contatos entre partículas sólidas e, por conseguinte, pior o desempenho reológico do material – em contraponto, quanto mais próximo de “0” o valor da contigüidade, menor o número de contatos entre partículas sólidas e, por conseguinte, melhor o desempenho reológico do material. Assim, CS pode ser calculada a partir da equação:
CS = αL C αα 2C αα 2C (Equação 3.1) Onde:
Cαα = Quantidade de contatos sólido-sólido em uma estrutura semissólida; CαL = Quantidade de contatos sólido-líquido de uma estrutura semissólida.
A contagem de tamanho de grãos foi realizada em seis diferentes micrografias de diferentes seções de cada amostra, considerando três diferentes campos para cada micrografia. Totalizou-se, portanto, dezoito contagens de tamanho de grãos para cada amostra. A contagem de contiguidade foi realizada em cinco diferentes micrografias de diferentes seções de cada amostra, totalizando cinco contagens de contigüidade para cada amostra.
Para captura das imagens utilizadas nas contagens de tamanho de grãos e contiguidade foi empregado um microscópio óptico Leica DM ILM. A caracterização das fases presentes e análises de EDS pontuais para avaliação da composição química dos carbonetos de cromo foi realizada em um microscópio eletrônico de varredura FEI Inspect F50, equipamento no qual foi realizado também o mapeamento químico via EDS do elemento cromo, empregando-se resolução de 512x448, tempo de varredura de 100μs e 65 a 70 quadros por mapa, totalizando cerca de 3000s de tempo de aquisição por mapa.
Para identificação dos carbonetos de cromo presentes foram efetuadas difrações de raios-X empregando-se um difratômetro X RES-Lab Co., Ltd. modelo XRD 3rd. As medidas de difração
de raios-X foram realizadas com radiação Cu Kα e monocromador de Si, varrendo-se ângulos de difração 30°<2θ<110° com velocidade de varredura de 0,4°/min e aquisição de sinal a cada 0,02° de varredura. A fonte de raios-X foi excitada com tensão de 30kV e corrente de 40mA.
3.3 Caracterização das temperaturas de trabalho
Uma vez produzidas e caracterizadas, as ligas foram então aquecidas de acordo com o fluxograma apresentado na Figura 3.1. Para tal, fez-se necessário a caracterização das temperaturas de trabalho, ou seja, temperaturas para as quais as ligas, no estado semissólido, apresentassem frações de líquido de cerca de 50%.
A caracterização das temperaturas de trabalho foi realizada através de simulações com o
software Thermo-Calc. Nas simulações foram utilizadas as composições químicas reais de cada
uma das ligas estudadas, e foram obtidas, como saída do programa, curvas de temperatura vs. fração líquida para cada liga. Nestas simulações, o software empregou uma rotina de cálculos avaliando condições de solidificação fora do equilíbrio, tomando como base o modelo de Scheil.
3.4 Caracterização da transição sólido-líquido
Um dos passos fundamentais para compreender o potencial das ligas Fe–2,5%C–x%Cr– 1,5%Si como matérias-primas para processos de tixoconformação envolve a caracterização da transição sólido-líquido, ou seja, a formação da fase líquida quando do aquecimento das ligas até o estado semissólido e a influência do cromo ao longo deste processo. Uma ferramenta valiosa para esta caracterização é a observação in situ das transformações de fase durante o aquecimento através de um microscópio confocal de varredura laser. A técnica HT-LSCM (High Temperature
Laser Scanning Confocal Microscopy) é largamente empregada para compreender e estimar a
formação de microestruturas durante ciclos térmicos de soldagem, comportamento durante a solidificação no tocante a crescimento de grãos, solubilização de inclusões, nucleação e crescimento de fases, dentre outros (KOMIZO, 2011). Os ensaios in situ das ligas Fe–2,5%C–
x%Cr–1,5%Si foram realizados na Universidade de Osaka/Japão, junto ao Instituto de Pesquisa
