UFPE – UNIVERSIDADE FEDERAL DE PERNAMBUCO CURSO DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA
FILLIPE STEPHANY DE SOUZA VIRGOLINO
COMPORTAMENTO EM FADIGA TERMOMECÂNICA DE FIOS DE
LIGA COM MEMÓRIA DE FORMA Ni-Ti-Cu
Recife - PE 2017
FILLIPE STEPHANY DE SOUZA VIRGOLINO
COMPORTAMENTO EM FADIGA TERMOMECÂNICA DE FIOS DE
LIGA COM MEMÓRIA DE FORMA Ni-Ti-Cu
Dissertação apresentada ao Curso de
Pós-Graduação em Engenharia Mecânica da
Universidade Federal de Pernambuco - UFPE, como requisito para obtenção do título de Mestre em Engenharia Mecânica.
Orientador: Cezar Henrique Gonzalez
Recife - PE 2017
Catalogação na fonte
Bibliotecária Margareth Malta, CRB-4 / 1198
V817c Virgolino, Fillipe Stephany de Souza.
Comportamento em fadiga termomecânica de fios de liga com memória de forma Ni-Ti-Cu / Fillipe Stephany de Souza Virgolino. - Recife: O Autor, 2017.
101 folhas, il., gráfs., tabs.
Orientador: Prof. Dr. Cezar Henrique Gonzalez.
Dissertação (Mestrado) – Universidade Federal de Pernambuco. CTG. Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica, 2017.
Inclui Referências.
1. Engenharia Mecânica. 2. Liga com memória de forma. 3. Liga Ni-Ti-Cu. 4. Modo de flexão simples. 5. Capacidade de amortecimento. 6. DMA. 7. Fadiga. I. Gonzalez, Cezar Henrique. (Orientador). II. Título.
UFPE
22 de Fevereiro de 2017
“COMPORTAMENTO EM FADIGA TERMOMECÂNICA DE FIOS DE
LIGA COM MEMÓRIA DE FORMA Ni-Ti-Cu”
FILLIPE STEPHANY DE SOUZA VIRGOLINO
ESTA DISSERTAÇÃO FOI JULGADA ADEQUADA PARA OBTENÇÃO DO TÍTULO DE MESTRE EM ENGENHARIA MECÂNICA
ÁREA DE CONCENTRAÇÃO: ENGENHARIA DE MATERIAIS E FABRICAÇÃO
APROVADA EM SUA FORMA FINAL PELO
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECANICA/CTG/EEP/UFPE
______________________________________ Prof. Dr. CEZAR HENRIQUE GONZALEZ
ORIENTADOR / PRESIDENTE
______________________________________ Prof. Dra. RITA DE CÁSSIA FERNANDES DE LIMA
VICE-COORDENADORA DO CURSO
BANCA EXAMINADORA:
____________________________________________________ Prof. Dr. Cezar Henrique Gonzalez (Orientador) - UFPE
____________________________________________________ Prof. Dr. Oscar Olímpio de Araújo Filho (Examinador Interno) – UFPE
____________________________________________________ Prof. Dr. Niédson José da Silva (Examinador Externo) - IFPE
Dedico esta dissertação em primeiro
lugar a Deus, a toda minha família,
especialmente à minha esposa, meus
pais e meus avós
.AGRADECIMENTOS
Agradeço, primeiramente, a Deus pela transformação feita em minha vida e todas as bênçãos que Ele me proporcionou ao longo da minha vida.
À minha esposa, Eloyse, que sempre esteve presente na minha, dando-me o seu carinho, amor, afeto e atenção.
Ao meu orientador Cezar Henrique Gonzalez pela orientação, paciência, confiança e sugestões dadas para o desenvolvimento deste trabalho.
Ao Prof. Dr. Severino Leopoldino Urtiga pela ajuda durante a pesquisa e por ceder o laboratório (COMPOLAB) e equipamentos para realização dos experimentos.
Ao Prof. Dr. Tiago Felipe pela ajuda durante os treinamentos dos equipamentos de analises térmicas.
Ao CNPq, FINEP e a CAPES pelo apoio financeiro.
Aos meus queridos amigos do laboratório. Em especial Janaina, Rubens, Ivanilda, Edcarla, Valter, Everton, pelas inúmeras contribuições, conversas, incentivo e pela amizade conquistada.
A minha família e amigos, pelo incentivo durante os momentos mais difíceis. A todos aqueles que contribuíram com algo que venha a trazer incentivo, além daqueles que sempre acreditavam no sucesso do nosso projeto.
RESUMO
Na maioria das aplicações tecnológicas os atuadores de liga de memória de forma (LMF) estão submetidos aos mais diversos tipos de carregamentos mecânicos, o que torna imprescindível o estudo da vida em fadiga destes tipos de materiais. Diante disto, o presente trabalho tem como objetivo analisar o comportamento dinâmico e a fadiga termomecânica de fios de LMF Ni-Ti-Cu, submetidos a ensaios dinâmicos em modo de flexão simples (Single Cantilever) utilizando um equipamento de Análise Mecânico Dinâmico (DMA – Dynamic Mechanical Analysis). Assim, foram realizadas análises para determinar a capacidade de amortecimento dos fios, além da fadiga estrutural nos estados martensítico e austenítico. A vida em fadiga dos fios foi avaliada por meio do número de ciclos até a ruptura em função das amplitudes de deformação aplicadas durante o processo de ciclagem mecânica. Os resultados demonstraram uma considerável capacidade de amortecimento dos fios, principalmente durante a transformação de fase e uma influência direta da amplitude de deformação imposta, nos valores de força e no tempo de vida dos fios, revelando que a fadiga situa-se numa faixa entre 103 a 105 ciclos, caracterizando uma fadiga de baixo ciclo.
Palavras-chaves: Liga com memória de forma. Liga Ni-Ti-Cu. Modo de flexão simples. Capacidade de amortecimento. DMA. Fadiga.
ABSTRACT
In most technological applications, Shape Memory Alloy (SMA) actuators are subjected to the most diverse types of mechanical loads, which makes it essential to study the fatigue life of these types of materials. Therefore, the present work has the objective of analyzing the dynamic behavior and thermomechanical fatigue of SMA Ni-Ti-Cu wires, submitted to dynamic tests in single cantilever mode using a Dynamic Mechanical Analysis (DMA). Thus, analyzes were carried out to determine the damping capacity of the wires, besides the structural fatigue in the martensitic and austenitic states. The fatigue life of the wires was evaluated by means of the number of cycles until the rupture as a function of the strain amplitudes applied during the mechanical cycling process. The results demonstrated a considerable damping capacity of the wires, especially during phase transformation and a direct influence of the imposed strain amplitude, on the values of force and the life time of the wires, revealing that the fatigue is in the range of 103 To 105 cycles, characterizing a low cycle fatigue.
Keywords: Shape memory alloy. Ni-Ti-Cu alloy. Single cantilever mode. Damping capacity. DMA. Fatigue.
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 - Esquematização da transformação martensítica termoelástica e a determinação das
temperaturas críticas (Ms, Mf, As e Af) e da histerese (Ht). Fonte (HODGSON et al., 1999). ... 23
Figura 2 - Curva esquemática típica de DSC para uma transformação de dois estágios. ... 24
Figura 3 - Comportamento de tensão, deformação e temperatura em EMFS de Ni-Ti. ... 26
Figura 4 - Ilustração da visão macroscópica do EMFS em uma LMF. ... 27
Figura 5 - Efeito de Memória de Forma reversível. Esquema da deformação em função da temperatura da amostra. Fonte: (GONZALEZ apud OLIVEIRA, 2009) ... 28
Figura 6 - Curva tensão-deformação típica do carregamento e descarregamento de uma LMF superelástica. (LAGOUDAS, 2008). ... 29
Figura 7 - Representação do Efeito Borracha. Fonte: (GONZALEZ apud OLIVEIRA, 2009) ... 30
Figura 8 - Principais aplicações existentes para LMF no âmbito biomédico. Fonte: JANIet al. (2014). 31 Figura 9 - Representação esquemática de um atuador termomecânico baseado em molas helicoidais de LMF e convencionais. Fonte: JANI et al. (2014). ... 32
Figura 10 - Acoplamento de LMF do tipo CryOfit para união de tubos. ... 32
Figura 11 - Mão robótica acionada por fios de LMF. Fonte: CHEE SIONG et al. (2005). ... 33
Figura 12 - Evolução de temperaturas de transformação da liga de Ni-Ti-X quando Fe (a) e Cu (b) são adicionados em substituição aoNi (FUNAKUBO, 1987). ... 34
Figura 13 - Capacidade de amortecimento em função da temperatura para a LMF Ni-Ti, alumínio, aço inoxidável e latão. Fonte (SILVA et al., 2011). ... 37
Figura 14 - Variação do módulo de armazenamento em função da temperatura para as amostras de Ni-Ti, alumínio, aço inoxidável e latão. (a) Valores absolutos e (b) Percentual de variação. ... 38
Figura 15 - Esquema de uma Curva de Wohler típica. (FIGUEIREDO, 2006). ... 41
Figura 16 - Comportamento macroscópico de um corpo de prova solicitado por uma carga cíclica. Ensaio com controle de força e deslocamento. (Rosa, 2002). ... 42
Figura 17 - Processo de fadiga observado nos materiais metálicos em geral. ... 43
Figura 18 - Superfície típica de fratura por fadiga. (a) Ilustração esquemática. (b) Fotografia real de uma superfície de ruptura. Fonte: MOIA (2001). ... 44
Figura 19 - Tensão σ correspondente à deformação de tração máxima aplicada versusnúmero de ciclos Fonte: (MELTON & MERCIER, 1979)... 47
Figura 20 - Resultado de DMA de um fio de Ni-Ti com controle de carga aplicada. Fonte: Prymaket al. (2004). ... 47
Figura 21 - Tipos de solicitações mais usuais em laminas. (a) Cantilever (b) Flexão em três pontos e (c) Tração uniaxial. Fonte: Autoria própria. ... 48
Figura 22 - Variação de parâmetros (de tensão, de carga, de amplitude e rigidez) em um ensaio de fadiga no DMA. Fonte: Nikulinet al. (2013). ... 49
Figura 23 - Cortadeira de precisão de baixa velocidade da BUEHLER. ... 51
Figura 24 - Amostra de fio Ni-Ti-Cu conforme utilizada neste trabalho... 51
Figura 25 - Forno tipo mufla utilizado para os tratamentos térmicos. ... 52
Figura 26 - (a) DSC 823e da Mettler. b) detalhe do porta amostra. c) detalhe do termopar (sensor de temperatura). ... 53
Figura 28 - a) Máquina de tração Emic. b) Dispositivo utilizado de fixação do fio. ... 56 Figura 29 - Localização das principais zonas de tensão no modo de flexão simples. Fonte: Adaptado de Nikulinet al. (2013). ... 57 Figura 30 –Modo de aplicação de carga tipo single cantilever (simplesmente engastada). Fonte:
Autoria Própria. ... 57 Figura 31 - a) Suporte tipo single cantilever adaptado para fios muito maleáveis. b) Detalhe do Suporte e da haste de aplicação de força. ... 58 Figura 32 - Microscópio eletrônico de Varredura (MEV). ... 59 Figura 33 - Fluxograma da metodologia empregada para a realização do trabalho. ... 60 Figura 34 - Análise DSC para os fios Ni-Ti-Cu sem tratamento (ST) e para tratamento térmico de 15
min a 400, 425, 450, e 500ºC e 500ºC a 24h. ... 61 Figura 35 - Análise DSC para os fios Ni-Ti-Cu tratado termicamente a 425°C por 15min. ... 62 Figura 36 - Temperaturas de transformação para diferentes tratamentos térmicos de 15 min a 400,
425, 450, e 500ºC e 500ºC à 24h. ... 63 Figura 37 - Curva tensão x deformação para o ensaio de tração em fio de LMF de Ni-Ti-Cu... 64 Figura 38-Comportamento da capacidade de amortecimento com a variação da frequência (de 0,1 a 5
Hz) em função da temperatura para o fio de LMF de Ni-Ti-Cu... 66 Figura 39 - Comportamento do modulo com a variação da frequência (de 0,1 a 5 Hz) em função da
temperatura para o fio de LMF de Ni-Ti-Cu. ... 67 Figura 40 - Comportamento da capacidade de amortecimento com a variação da amplitude de
deslocamento (de 3 a 20µm) em função da temperatura para o fio de LMF de Ni-Ti-Cu. ... 68 Figura 41 - Comportamento do modulo com a variação da amplitude de deslocamento (de 3 a 20µm)
em função da temperatura para o fio de LMF de Ni-Ti-Cu. ... 69 Figura 42 - Comportamento da capacidade de amortecimento com a variação da taxa de aquecimento
(de 3 a 20°C/min) em função da temperatura para o fio de LMF de Ni-Ti-Cu. ... 70 Figura 43 - Comportamento do modulo com a variação da amplitude de deslocamento (de 3 a
20°C/min) em função da temperatura para o fio de LMF de Ni-Ti-Cu. ... 71 Figura 44 - Comportamento do fio Ni-Ti-Cu para o ensaio de fadiga a temperatura de 25°C com
amplitude de deformação 150 μm. ... 72 Figura 45 - Comportamento dos fios Ni-Ti-Cu para o ensaio de fadiga a temperatura de 25°C com
variação da amplitude de deformação de 50 à 240μm. ... 73 Figura 46 - Comportamento do fio Ni-Ti-Cu para o ensaio de fadiga a temperatura de 85°C com
amplitude de deformação 150 μm. ... 74 Figura 47 - Comportamento dos fios Ni-Ti-Cu para o ensaio de fadiga a temperatura de 85°C com
variação da amplitude de deformação de 50 à 240μm. ... 75 Figura 48 - Curvas de Wohler dos fios Ni-Ti-Cu nas fases martensita e austenita... 77 Figura 49 - Comportamento da Força (N) aplicada nos fios Ni-Ti-Cu em função da variação da
amplitude (μm). ... 78 Figura 50 - Imagens de MEV dos fios Ni-Ti-Cu submetidos ao ensaio de fadiga no DMA com
amplitude 100, 150, 200 e 240 μm no estado martensítico (25°C). ... 79 Figura 51- Imagens de MEV dos fios Ni-Ti-Cu submetidos ao ensaio de fadiga no DMA com amplitude 100, 150, 200 e 240 μm no estado austenítico (85°C). ... 81 Figura 52 - Curvas de resfriamento do DSC dos fios de Ni-Ti-Cu rompidos sob diferentes níveis de
amplitude de deformação, no estado martensitico (25 ºC). ... 83 Figura 53 - Curvas de aquecimento do DSC dos fios de Ni-Ti-Cu rompidos sob diferentes níveis de
Figura 54 - Curvas de resfriamento do DSC dos fios de Ni-Ti-Cu rompidos sob diferentes níveis de amplitude de deformação, no estado austenítico (85 ºC). ... 85 Figura 55 - Curvas de aquecimento do DSC dos fios de Ni-Ti-Cu rompidos sob diferentes níveis de
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 - Principais ligas que apresentam efeito memória de forma.. ... 21
Tabela 2 - Algumas características do fio conforme recebido.. ... 50
Tabela 3 - Valores das temperaturas e entalpias de transformação para os casos estudados. ... 62
Tabela 4 - Propriedades mecânicas medidas a partir da curva de tensão x deformação. ... 65
Tabela 5 - Valores das temperaturas de transformação de fase, entalpias de transformação e histerese térmica dos fios de Ni-Ti-Cu rompidos no estado martensitico (25 °C). ... 84
Tabela 6 - Valores das temperaturas de transformação de fase, entalpias de transformação e histerese térmica dos fios de Ni-Ti-Cu rompidos no estado austenítico (85 °C). ... 86
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
ASTM - American Society for Testing and Materials CCC – Cúbica de Corpo Centrado
CFC – Cúbica de Face Centrada
CTG – Centro de Tecnologia e Geociências DEMEC – Departamento De Engenharia Mecânica
DMA – Dynamic Mechanical Analysis (Análise Dinâmico-Mecânica)
DSC – Differential Scanning Calorimetry (Calorimetria Diferencial de Varredura) DTA – Differential thermal analysis (Análise Térmica Diferencial)
EDS – Energy Dispersive Spectroscopy (Espectroscopia de Energia Dispersiva) EMF – Efeito Memória de Forma
EMFR– Efeito Memória de Forma Reversível EMFS – Efeito Memória de Forma Simples LMI – Laboratório de Materiais Inteligentes LMF – Liga com Memória de Forma
MEV – Microscopia Eletrônica de Varredura Ni-Ti-Cu – Niquel-Titânio-Cobre
NOL – Naval Ordenance Laboratory
RET – resistência elétrica com a temperatura SE – Superelasticidade
ST– Sem Tratamento
Single Cantilever – Flexão Simples com uma das extremidades engastada. SMA – Shape Memory Alloy
TI – Transformação Inversa
TCC – Tetragonal de Corpo Centrado
LISTA DE SÍMBOLOS
σAf - Tensão final de transformação de fase martensítica reversa σAs - Tensão inicial de transformação de fase martensítica reversa σMf - Tensão final de transformação de fase martensítica direta σMs - Tensão inicial de transformação de fase martensítica direta σT - Tensão de transformação
σm - Tensão média σa - Amplitude de tensão σmáx - Tensão máxima σmín - Tensão mínima εmáx - Deformação máxima ε mín - Deformação mínima ε - Amplitude de deformação f - Frequência
σRF - Limite de resistência à fadiga E* - Módulo complexo
E’ - Módulo de armazenamento E’’- Módulo de perda
Tan δ - Tangente delta
δ - Diferença de fase entre ondas senoidais
Af- Temperatura final da transformação reversa martensita – austenita Ap - Temperatura de pico da transformação de fase
As - Temperatura de inicio da transformação reversa martensita – austenita Ms - Temperatura de inicio de transformação direta austenita – martensita Mf- Temperatura final da transformação direta austenita – martensita B19’ - Designação para estrutura cristalina monoclínica da martensita B19 - Designação para estrutura cristalina ortorrômbica da martensita
B2 - Designação para estrutura cristalina cúbica de corpo centrado da austenita Ht- Histerese térmica
N - Número de ciclos
Nf - Número de ciclos até a ruptura
SUMÁRIO 1. INTRODUÇÃO ... 16 1.1 OBJETIVO GERAL ...17 1.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS ...18 2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ... 19 2.1 ESTRUTURAS INTELIGENTES ...19
2.2 LIGAS COM MEMÓRIA DE FORMA (LMF): ASPECTOS GERAIS ...20
2.3 TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA TERMOELÁSTICA ...21
2.3.1 Efeito memória de forma (EMF) ... 25
2.3.1.1 Efeito Memória de Forma Simples (EMFS) ... 25
2.3.1.2 Efeito Memória de Forma Reversível (EMFR) ... 27
2.3.1.3 Pseudoelasticidade ... 28 2.4 APLICAÇÕES ...30 2.4.1 Área médica ... 30 2.4.2 Área Industrial ... 31 2.4.3 Área da Robótica ... 32 2.5 LIGAS DE Ni-Ti-Cu ...33 2.6 CAPACIDADE DE AMORTECIMENTO ...35
2.7 FADIGA EM LIGAS METÁLICAS ...39
2.7.1 Fadiga em ligas de Ni-Ti ... 45
2.8 ANÁLISE DINÂMICO MECÂNICA (DMA) ...47
3. MATERIAIS E MÉTODOS ... 50
3.1 SELEÇÃO DA LMF ...50
3.2 PREPARAÇÃO DOS FIOS DE Ni-Ti-Cu ...50
3.3 TRATAMENTO TÉRMICO DAS AMOSTRAS DE FIOS DE Ni-Ti-Cu ...51
3.4 CARACTERIZAÇÃO PRÉ-FADIGA ...52
3.4.1 Análise Térmica: Differencial Scanner Calorimeter (DSC) ... 52
3.4.2 Análise dinâmico mecânica (DMA) ... 53
3.4.3 Ensaio de Tração ... 55
3.5 FADIGA termomecânica ...56
3.6 CARACTERIZAÇÃO PÓS-FADIGA ...58
3.6.1 Análise térmica por calorimetria diferencial de varredura (DSC) ... 59
3.6.2 Análise da Superfície fratura Microscopia eletrônica de varredura (MEV) ... 59
3.7 FLUXOGRAMA DE DESENVOLVIMENTO DA PESQUISA ...60
4. RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 61
4.1 ANÁLISE CALORIMETRIA DIFERENCIAL DE VARREDURA (DSC) ...61
4.2 ENSAIO DE TRAÇÃO ...63
4.3.1 Otimização dos parâmetros para os ensaios dinâmicos ... 65
4.3.1.1 Variando freqüência de oscilação ... 65
4.3.1.2 Variando amplitude de deformação ... 67
4.3.1.3 Variando taxa de aquecimento ... 69
4.4 FADIGA TERMOMECÂNICA ...72
4.4.1 Estado Martensítico ... 72
4.4.2 Estado Austenítico ... 74
4.4.3 Vida em fadiga: Curvas de Wöhler ... 76
4.5 FRATURA: MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA (MEV) ...78
4.5.1 Superfície de fratura pós-fadiga no estado martensítico (25°C) ... 79
4.5.2 Superfície de fratura pós-fadiga no estado austenítico (85°C) ... 81
4.6 ANÁLISE DAS TEMPERATURAS DE TRANSFORMAÇÃO DSC PÓS-FADIGA ....82
5. CONCLUSÕES ... 88
6. TRABALHOS FUTUROS ... 90
1. INTRODUÇÃO
O avanço tecnológico das últimas décadas fez surgir materiais ativos, que apresentam características funcionais importantes, mostrando-se como uma alternativa interessante aos materiais estruturais e sistemas passivos clássicos da Engenharia (SILVA, 2009). Esses materiais têm provocado uma revolução no mundo da engenharia moderna no que se refere à concepção de projetos. Materiais ativos são aqueles que interagem com o ambiente respondendo às mudanças de temperatura, deformação, tensão elétrica, campo magnético, entre outros fatores externos (CULSHAW, 1996).
Dentre esses materiais estão as Ligas com Memória de Forma (LMF) que são materiais metálicos que podem sofrer transformações de fase no estado sólido como resultado da aplicação de carregamento termomecânico (temperatura e/ou carga mecânica). Estes materiais especiais, internacionalmente conhecidos como Shape Memory Alloys (SMA), são considerados materiais inteligentes com um vasto potencial de aplicações (STEFFEN JUNIOR & RADE, 2004).
As principais ligas com memória de forma são as ligas de base Cobre, as ligas de base Ferro e as famosas ligas de base Ti-Ni, conhecidas como Nitinol de inúmeros resultados em aplicações tecnológicas. As LMF produzidas na forma de fios são consideradas atuadores lineares por natureza e apresentam grande possibilidade de aplicação na robótica, na odontologia, na medicina e nos setores automotivo e aeroespacial, devido a sua grande capacidade de carga quando confrontados com as suas dimensões (GONZALEZ, C.H, 1993).
De uma forma geral, as LMF possuem um comportamento dinâmico diferenciado com relação aos metais estruturais convencionais. As ligas de memória de forma (SMAs) possuem uma alta capacidade de amortecimento decorrente da transição de fase martensítica reversível e a reorientação induzida por tensão das variantes de martensita (CIMPOESU et al., 2010; HUMBEECK et al., 2003).As investigações sobre os fatores de influência sobre a capacidade de amortecimento são importantes para determinar suas aplicações. Atualmente, os efeitos da taxa de variação da temperatura, da frequência e da amplitude da
deformação na capacidade de amortecimento têm sido sistematicamente investigados (CIMPOESU et al., 2010; S. GOLYANDIN et al., 2000).
As LMF são submetidas à fadiga na maioria das aplicações. A fadiga envolve alterações graves na microestrutura. Ciclo térmico e / ou mecânico origina novos defeitos na rede cristalina e nucleação e crescimento de fissuras que leva à falha de componentes (HORNBOGEN, 2004; EGGELER et al., 2004).
A técnica utilizada para coletar dados das propriedades dinâmicas e realizar ensaios de fadiga de corpos de prova de pequenas seções transversais é a análise dinâmica-mecânica (DMA – Dynamic Mechanical Analysis).
Neste trabalho será avaliada a influência do tratamento térmico nas propriedades da liga e posteriormente análise da capacidade de variação controlada de rigidez e amortecimento em função de parâmetros como temperatura, amplitude de deformação e frequência de oscilação para determinarmos as melhores condições de ensaio de DMA para nossas amostras. Além de estudar o comportamento da fadiga mecânica e fenomenológica dos fios de EMF a partir de ensaios cíclicos em função da temperatura (nos estados martensitico e austenitico) para diferentes amplitudes de deformação, utilizando um analisador dinâmico-Mecânico (DMA).
De acordo com os resultados há uma mudança das temperaturas de transformação quando submetidas a tratamentos térmicos de recozimento, e uma grade variação destas temperaturas quando submetidas a ensaios de DMA. A outra etapa do trabalho mostrou que a vida em fadiga é reduzida pelo aumento da amplitude de deformação, mas as amplitudes não alteraram significativamente as temperaturas de transformação.
1.1 OBJETIVO GERAL
Analisar a capacidade de variação controlada de rigidez e amortecimento em função de parâmetros como temperatura, amplitude de deformação e frequência de oscilação, assim como avaliar a vida em fadiga variando amplitude de deformação cíclica de fios comerciais de uma LMF Ni-Ti-Cu utilizando um equipamento de DMA em modo de flexão simples alternada (Single Cantilever).
1.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS
Para atingir o objetivo geral proposto, os objetivos específicos são os seguintes:
Realizar tratamentos térmicos de recozimento para identificar as melhores propriedades termoelásticas.
Analisar o comportamento das temperaturas de transformação dos fios via DSC;
Realizar ensaio de tração;
Analisar a capacidade de amortecimento e módulo de rigidez em função de parâmetros como temperatura, amplitude de deformação e frequência de oscilação para otimizar as respostas dinâmicas no DMA.
Realizar ensaios de fadiga em temperaturas correspondentes a diferentes estados (martensita, austenita) e para diferentes amplitudes de deformação usando um equipamento de DMA;
Obter curvas de Wöhler, tomando como base o número de ciclos até a ruptura em função da amplitude de deformação aplicada, para uma determinada frequência de ensaio;
Analisar o comportamento pós-fadiga da transformação térmica dos fios após ruptura via DSC;
Avaliar o mecanismo de fratura dos fios de LMF Ni-Ti-Cu através da análise das superfícies de fratura via MEV (Microscopia Eletrônica de Varredura).
2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 ESTRUTURAS INTELIGENTES
Uma estrutura inteligente deve propiciar funções múltiplas como de sensor, e atuador. Estas estruturas são sistemas que têm a capacidade de perceber alterações nas condições operacionais e/ou ambientais e de promover adaptações através de um conjunto de atuadores, visando manter o comportamento das propriedades em um nível satisfatório previamente definido. Este processo é conduzido através da integração de sensores, atuadores avançados no interior da estrutura ou sistema mecânico (TEBALDI et. al, 2007).
Segundo Fairweather (1998), os materiais inteligentes podem ser ativos ou passivos. O autor define materiais ativos como sendo aqueles que possuem a capacidade de modificar sua geometria ou propriedades sob a aplicação de energia elétrica, térmica ou campos magnéticos, adquirindo, assim, a capacidade intrínseca de transdução de energia.
Os materiais ativos, usualmente utilizados como atuadores e sensores nas chamadas estruturas inteligentes, são materiais que têm a capacidade de alterar a sua forma, rigidez, frequência natural, viscosidade, dentre outras características físicas e mecânicas, mediante a imposição de campos elétricos, eletromagnéticos ou de temperatura. Para atender aos requisitos fortemente restritivos impostos em diversas aplicações, o emprego de materiais ativos ou funcionais como atuadores e/ou sensores para o desenvolvimento de estruturas adaptativas tem sido estudados (S. A. WILSON et al, 2007). Exemplos de materiais funcionais são os materiais piezoelétricos, os fluidos eletroreológicos e magnetoreológicos, os materiais eletroestritivos e magnetoestritivos e as ligas com efeito de memória de forma (LMF, do inglês: SMA – Shape Memory Alloys), os quais são considerados materiais inteligentes com um vasto potencial de aplicações. (JANOCHA, 1999; ROGERS, 1995).
Segundo Ahmad et al. (1990), diversos avanços podem ser possíveis no campo de materiais e estruturas inteligentes como, por exemplo, materiais capazes de conter a propagação de fissuras automaticamente por produzir
tensões de compressão à sua volta, estruturas capazes de auto-reparação, materiais que possam discriminar se o carregamento é estático ou choque e gerar uma grande força contra tensões de choque (amortecedores), entre outros.
2.2 LIGAS COM MEMÓRIA DE FORMA (LMF): ASPECTOS GERAIS
As Ligas com Memória de Forma (LMF) são materiais metálicos especiais que possuem a capacidade de recuperar uma deformação “aparentemente plástica”, ou de desenvolver consideráveis forças de restituição ao se restringir a recuperação de sua forma original, quando submetidas a variações de temperatura, corrente ou tensão elétrica, devido a transformações de fase induzidas no material (OTSUKA & WAYMAN, 1998). O princípio de funcionamento básico desse efeito consiste em deformar o material através da aplicação de uma força externa que, quando cessada, deixa uma deformação residual. O material deformado irá recuperar sua forma original quando aquecido acima de uma temperatura crítica. (JANI et al., 2014).
Um breve histórico nos diz que em 1932 ocorreu o primeiro registro de observação de uma transformação martensítica com memória de forma, devida a CHANG & READ, em que a reversibilidade da transformação foi observada em ligas de Au-Cd através de metalográfia e calorimetria diferencial de varredura (HODGSON et al., 1999). Em 1938, a transformação foi verificada em latão (Cu-Zn) e, em 1962, BUEHLER, verificou o efeito em liga níquel-titânio (Ni-Ti) equiatômica, no “Naval Ordenance Laboratory – NOL” em Silver Springs, Maryland – EUA (HODGSON et al., 1999). Passados dez anos, alguns produtos fabricados com o material estavam disponíveis no mercado e a compreensão do efeito já se encontrava avançada. Dentre as ligas que exibem EMF, ligas de Ni-Ti e à base de Cobre foram alvo da maioria dos esforços de pesquisa e exploração comercial (HODGSON et al., 1999). A primeira utilização em grande escala de uma liga com memória de forma (LMF) deu-se em 1971, com uma conexão de Ni-Ti para tubulação hidráulica de titânio da aeronave Grumman F-14 (MELTON, 1998; WAYMAN, 1980; OTSUKA & REN, 1999). Porém, foram necessários aproximadamente 25 anos para que as LMF se tornassem materiais funcionais bem conhecidos. A competição, inicialmente estabelecida entre as ligas à base de
Cu e as de Ni-Ti, evoluiu para a consolidação da superioridade das ligas de Ni-Ti na maioria das aplicações comerciais (HUMBEECK, 1999).
No Brasil, as pesquisas com ligas de efeito memória de forma tiveram início na década de 70, na Universidade Federal de Minas Gerais, onde se destacaram os professores Evando de Mirra e Paula Silva e Margareth Spangler de Andrade, que junto com colaboradores realizaram dissertações de mestrado e relatórios de pesquisa (OTSUKA & WAYMAN, 1998; ANDRADE, 1978; PINA, 2006).
Existem algumas ligas metálicas com memória de forma, porém para que estas possam ser comercializadas é necessário que possuam uma boa capacidade de recuperação da deformação, cerca de 8% a 10%, ou que gerem uma força significativa durante o processo de transformação de fase. Deste modo, as ligas mais comuns encontradas no mercado são o Ni-Ti, o Ni e o Cu-Al-Zn. As ligas Ni-Ti são de maior potencial em aplicações comerciais, pois combinam boas propriedades mecânicas com memória de forma e biocompatibilidade (FERNANDES, 2006). As principais LMF estão na Tabela 1.
Tabela 1 - Principais ligas que apresentam efeito memória de forma. Fonte (WU & LIN, 2000).
Ligas Composição Faixa de temperaturas
de transformação (°C)
Histerese térmica de transformação (°C)
Ag-Cd 44/49 at% Cd -190 a -50 ~15
Au-Cd 46,5/50 at% Cd 30 a 100 ~15
Cu-Al-Ni 12/14,5%Al 3/4,5%Ni -140 a 100 ~35
Cu-Sn ~15 at% Sn -120 a 30 - Cu-Zn 38,5/41,5% Zn -180 a -10 ~10 Cu-Zn-X (X=Si, Sn, Al) alguns % de X -180 a 200 ~10 Ni-Al 36/38 at% Al -180 a 100 ~10 Ni-Ti 49/51 at% Ni -50 a 110 ~30 Fe-Pt ~25 at% Pt ~-130 ~4 Mn-Cu 5/35 at% Cu -250 a 180 ~25 Fe-Mn-Si 32%Mn%Si -200 a 150 ~100
2.3 TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA TERMOELÁSTICA
As transformações martensíticas ocorrem devido ao movimento cooperativo de átomos da fase matriz por mecanismo de cisalhamento mantendo
uma correspondência de rede entre os reticulados da fase matriz e produto (NAGANUMA et al., 1998; LAURENTIS et al., 2002). A morfologia da fase martensítica é formada por finas estruturas chamadas de agulhas ou plaquetas de auto-acomodação (GONZALEZ, C.H, 1992; ANDRADE, 1978). Por extensão, as estruturas criadas com estas características de transformação são chamadas de “martensitas” e as transformações cristalográficas sem difusão que lhes dão origem são chamadas de “transformações martensiticas” (CHIAVERINI, 2001).
A caracterização física da transformação martensítica termoelástica consiste basicamente em determinar os parâmetros que tem relação direta com o fenômeno, medidos em função da temperatura, como o deslocamento ou deformação correspondente ao efeito memória de forma, alterações na resistência elétrica do material, a absorção ou liberação de energia, variação de rigidez, dentre outras. A partir destas características é possível determinar as temperaturas de transformação de fase e a histerese em temperatura (Ht) de uma LMF. A Figura 1 ilustra uma curva típica de variação dimensional (comprimento, por exemplo) em função da temperatura para um material com memória de forma. A maior parte da transformação direta (austenita – martensita, no resfriamento) e inversa (martensita – austenita, no aquecimento) acontece em uma faixa de temperatura relativamente estreita, embora o começo e o fim da transformação durante aquecimento ou resfriamento, de fato estenda-se a uma faixa de temperatura muito maior (Mf↔Af). Esse comportamento também exibe uma histerese em temperatura (Ht), que é geralmente definida como a diferença entre as temperaturas nas quais o material está 50% transformado em austenita no aquecimento e 50% transformado em martensita no resfriamento, conforme ilustra a Figura 1. As temperaturas de transformação definidas nessa figura variam de um sistema de LMF para outro, e essa variação pode ser causada tanto pelo tipo de carregamento a qual o material é submetido, quanto pela sua composição química e processamento termomecânico imposto durante a fabricação. As temperaturas críticas da transformação são:
Ms: Temperatura de início de transformação martensítica (resfriamento); Mf: Temperatura de final da transformação martensítica (resfriamento); As: Temperatura de início da transformação austenítica (aquecimento);
Af: Temperatura de final da transformação austenítica (aquecimento); Ht: Histerese da transformação (Ht = A50% - M50%).
Figura 1 - Esquematização da transformação martensítica termoelástica e a determinação das temperaturas críticas (Ms, Mf, As e Af) e da histerese (Ht). Fonte (SILVA, 2009).
A obtenção dessas informações é de extrema importância para o processo de seleção desses materiais em aplicações técnicas específicas; por exemplo, uma pequena histerese é necessária para aplicações de acionamento rápido (área da robótica) enquanto uma maior histerese é necessária para reter a forma pré-definida dentro de um amplo intervalo de temperatura (tal como em estruturas destacáveis e união de tubulações). Além disso, as temperaturas de transição a que se refere a Figura 1 identificam a gama de funcionamento para uma aplicação. Estas temperaturas de transformação e o comportamento do ciclo de histerese são influenciados pela composição do material, pelo processamento termomecânico aplicado para a fabricação da LMF e pelo ambiente de trabalho da própria aplicação (por exemplo, a existência de tensão aplicada) (JANI et al., 2014).
Técnicas de caracterização como a calorimetria diferencial de varredura (DSC – Differential Scanning Calorimetry), análise dinâmico-mecânica (DMA - Dynamic Mechanical Analysis), análise térmica diferencial (DTA – Differential thermal analysis) e variação de resistência elétrica com a temperatura (RET)
podem ser utilizadas para determinar as temperaturas de transformação das LMF. Dentre estas, a análise por DSC é a técnica mais comumente empregada.
Quando o material sofre transformação de fase, ele absorve ou emite uma grande quantidade de calor com uma alteração relativamente pequena da temperatura, e o DSC capta tal mudança. Ou seja, o equipamento utiliza da mudança na capacidade calorífica do material para determinar o início e fim das temperaturas de transformação. (BARBARINO et al., 2014). A Figura 2 mostra uma curva esquemática típica do resultado de DSC de uma liga Ni-Ti e a determinação das temperaturas de transformação através das intersecções das tangentes aos picos do DSC.
Figura 2 - Curva esquemática típica de DSC para uma transformação em dois estágios. Fonte (ASTM F2005 – 05).
A curva DSC apresentada na Figura 2 mostra as transformações M (martensita), A (austenita) e a fase R (fase intermédia que pode formar-se entre austenite e martensita é uma distorção romboédrica da estrutura de rede cristalina da austenita cúbica, daí o nome de fase R). A curva evidencia as transformações da M→R (martensita → fase R) e R→A (fase R → austenita), pela absorção de calor, no aquecimento e as transformações A→R (austenita → fase R) e R→M (fase R → martensita) pela liberação de calor no resfriamento. Também podemos observar que o intervalo de temperatura da transformação martensítica no resfriamento é um pouco maior que a transformação austenita no aquecimento,
consequentemente surge o fenômeno da histerese. A área no interior do ciclo histerético corresponde à energia absorvida pelo material durante a transformação de fase, o que confere a LMF uma alta capacidade de amortecimento. (BUEHLER & WANG, 1968; AMARAL, 2014).
2.3.1 Efeito memória de forma (EMF)
O Efeito Memória de Forma (EMF) ocorre quando o material é deformado, de modo aparentemente permanente, e recupera sua forma original, quando aquecido à determinada temperatura. (LAGOUDAS, 2008). Fisicamente, o EMF está relacionado à transformação martensítica cristalograficamente reversível e, geralmente, esta transformação é termoelástica, diferentemente das ligas a base de ferro. (OTUBO, 1997).
Como resultado da transformação martensita termoelástica (TMT), as LMF podem experimentar alguns caminhos termomecânicos que resultam nos seguintes fenômenos:
Efeito Memória de Forma Simples (EMFS); Efeito Memória de Forma Reversível (EMFR);
Pseudoelasticidade (SE);
2.3.1.1 Efeito Memória de Forma Simples (EMFS)
A natureza do EMF pode ser compreendida analisando a Figura 3, a qual apresenta os dados experimentais de tensão, deformação e temperatura para uma típica amostra de Ni-Ti testada sob carregamento uniaxial.
Figura 3 - Comportamento de tensão, deformação e temperatura em EMFS de Ni-Ti. Fonte: (adaptado LAGOUDAS, 2008).
Partindo da “fase-mãe” (ponto A na Figura 3), verificamos que o resfriamento da austenita, com ausência de tensão, abaixo das temperaturas de transformação Ms e Mf resulta na formação de martensita não orientada (ponto B). Quando a martensita não orientada é submetida a um carregamento que excede o nível de tensão σs, o processo de reorientação é iniciado, o que implica o crescimento de certas variantes martensíticas orientadas que crescem à custa das outras variantes, resultando na martensita reorientada ou demaclada (ponto C). O material é então elasticamente descarregado de C para D e o estado martensítico demaclado é mantido. Sob aquecimento na ausência de tensão, a TI (Transformação inversa) se inicia ao atingir a temperatura As (ponto E) e é completada na temperatura Af (ponto F), acima da qual existe apenas a fase austenita. Na falta de deformação plástica permanente gerada durante a reorientação da martensita, a forma original da LMF é recuperada (ponto A). (LAGOUDAS, 2008).
A Figura 4 apresenta uma visão macroscópica do EMF numa liga Ni-Ti, onde: um fio de Ni-Ti é linear na fase austenita (1), em seguida o fio é deformado no estado martesítico à temperatura ambiente (2). No entanto, ele recupera sua forma original através da transformação inversa (3) – (5) quando aquecido a uma temperatura superior a Af.
Figura 4 - Ilustração da visão macroscópica do EMFS em uma LMF. Fonte: (OTSUKA & KAKESHITA, 2002).
2.3.1.2 Efeito Memória de Forma Reversível (EMFR)
Em algumas ligas é possível induzir o efeito de memória de forma duplo ou reversível (two-way). Esse efeito corresponde a uma mudança de forma espontânea e reversível durante o curso da transformação martensítica induzida termicamente, sem a aplicação de solicitações externas como mostrado na Figura 5. Este comportamento pode ser obtido após um tratamento termomecânico, que podemos chamar de tratamento termomecânico de educação. Normalmente consiste na repetição de ciclos térmicos sob carregamento estático entre as temperaturas de transformação críticas. Um material dotado do efeito memória de forma e educado para apresentar o efeito memória de forma reversível apresentará em uma temperatura T > Af uma deformação εT, enquanto que em uma temperatura T < Mf uma deformação nula (OLIVEIRA, 2009).
Dentre alguns tipos de tratamentos termomecânicos de educação estão os ciclos térmicos sobre carregamento, a martensita é induzida por carregamento e ciclos de deformação em fase austenítica. Tendo em vista à obtenção do efeito de memória de forma reversível, estes tratamentos baseiam-se na introdução de defeitos microestruturais, que induzem concentrações de tensões. Estas tensões são responsáveis pelo crescimento das plaquetas de martensita segundo certas direções preferenciais, durante o arrefecimento, resultando numa mudança de forma global mais acentuada segundo essa mesma direção (GONZALEZ apud OLIVEIRA, 2009).
Figura 5 - Efeito de Memória de Forma reversível. Esquema da deformação em função da temperatura da amostra. Fonte: (GONZALEZ apud OLIVEIRA, 2009)
2.3.1.3 Pseudoelasticidade
A pseudoelasticidade ocorre quando uma amostra deformada encontra-se acima do limite elástico, de modo que quando cessado o descarregamento o material voltará a sua forma original a uma temperatura constante. O efeito pode ser de superelasticidade ou de comportamento tipo borracha (GONZALEZ apud FRANÇA, 2009).
A superelasticidade é a capacidade de um material recuperar grandes deformações além do limite elástico, ou seja, deformação aparentemente plástica (pseudoplástica). A liga de Ni-Ti, por exemplo, quando deformada em até 6% em tração uniaxial, além do seu limite elástico é capaz de total recuperação, já o aço inoxidável recupera apenas 0,3%. (OTUBO et al., 1997).
O comportamento superelástico nas LMF está associado à TMT induzida por tensão. Neste caso, a martensita demaclada é obtida a partir da aplicação de uma carga mecânica suficientemente elevada para o material na fase austenita. Se a temperatura do material for superior a Af, uma completa recuperação de forma é obtida após o descarregamento, no entanto, se o material for testado abaixo da temperatura Af, apenas uma recuperação de forma parcial é observada. (LAGOUDAS, 2008). Para ilustrar o comportamento superelástico com maior detalhe consideremos a curva tensão-deformação representada na Figura 6.
Figura 6 - Curva tensão-deformação típica do carregamento e descarregamento de uma LMF superelástica. (LAGOUDAS, 2008).
Quando uma carga mecânica é aplicada, a austenita sofre carregamento elástico (A → B) e ao atingir um nível de tensão específico (σMs) se inicia a transformação martensítica, a mesma prossegue (B → C) até que o nível de tensão σMf seja atingido. O subsequente aumento na tensão não causa continuação da transformação, se refere apenas a uma deformação elástica da martensita demaclada (C → D). Quando a tensão é liberada gradualmente, a martensita descarrega elasticamente ao longo do trajeto (D → E). No ponto E, ao atingir o nível de tensão σAs, a TI se inicia e a martensita começa a reverter para austenita. O fim da TI é indicado pelo ponto o qual a curva σ-ε reencontra a região elástica de austenite (ponto F, correspondendo ao nível de tensão σAf), em seguida o material descarrega elasticamente até o ponto A. (LAGOUDAS, 2008).
Os aspectos do comportamento mecânico anteriormente apresentados estão associados à formação de martensita ou a sua reorientação por movimentos das interfaces austenita / martensita e martensita / martensita. Tais interfaces existem igualmente no interior da martensita quando ocorre sua maclagem. O deslocamento dessas interfaces pode ter um caráter reversível ou irreversível. Quando o movimento das interfaces é reversível, ou seja, quando as tensões aplicadas são inferiores ao limiar de reversibilidade, a deformação macroscópica será o resultado de uma deformação elástica e de uma deformação
reversível associada ao movimento reversível das interfaces. Observamos que a parte reversível da deformação é superior á um retorno puramente elástico. A aplicação de um ciclo de carregamento (etapas 3-2-3) resulta num comportamento reversível, o que é chamado de efeito tipo “borracha” representado na Figura 7. Esta estabilidade é observada principalmente após o envelhecimento da amostra em fase martensítica. A origem do mecanismo ainda não foi claramente elucidada (GONZALEZ apud OLIVEIRA, 2009).
Figura 7 - Representação do Efeito Borracha. Fonte: (GONZALEZ apud OLIVEIRA, 2009)
2.4 APLICAÇÕES
São várias as aplicações para as LMF, em áreas tão diversas como a medicina, a odontologia, automotiva, eletro-eletrônica, aeroespacial, robótica e nas várias ramificações da engenharia industrial. Atualmente, as LMF possuem alta qualidade e confiabilidade, combinada com custos mais baixos de fabricação graças a um maior interesse do mercado que permitiu a pesquisa de novas aplicações. Dentre as principais aplicações nestas áreas podemos citar a médica, industrial e robótica.
2.4.1 Área médica
Na medicina e odontologia as LMF, principalmente do sistema Ni-Ti, podem ser usadas em equipamentos e dispositivos médicos nas áreas de ortopedia,
neurologia, cardiologia e radiologia intervencionista. Estas aplicações médicas e odontológicas incluem ainda a área da endodontia, cardiologia (com a fabricação de stents), pinças médicas, suturas, âncoras para a fixação do tendão ao osso, implantes, tratamentos de aneurisma e outras. O mapeamento das aplicações biomédicas pode ser visualizado na ilustração da Figura 8.
Figura 8 - Principais aplicações existentes para LMF no âmbito biomédico. Fonte: JANIet al. (2014).
2.4.2 Área Industrial
Aplicações de LMF em atuadores também são frequentes, como por exemplo, em válvulas, posicionadores, bombas, mecanismos de desengate, etc. Um tipo comum de atuador com EMF consiste em colocar uma mola de LMF balanceada contra uma mola de material convencional de modo que quando o dispositivo é aquecido, a mola de LMF vence a resistência da mola convencional, empurrando o pistão em uma direção. Por outro lado, quando o dispositivo é resfriado, a mola de LMF sofre uma transformação de fase, sendo comprimida pela ação da mola convencional, o que empurra o pistão na direção oposta (HODGSON & BROWN, 2000). Este tipo de atuador é apresentado esquematicamente na Figura 9 e tem inspirado um grande número de aplicações.
Figura 9 - Representação esquemática de um atuador termomecânico baseado em molas helicoidais de LMF e convencionais. Fonte: JANI et al. (2014).
A Figura 10 ilustra um acoplamento com EMF, denominado CryOfit, fabricado pela empresa norte-americana Raychem para a indústria militar aeronáutica americana no ano de 1970, visando aplicação para união da tubulação hidráulica em um avião de guerra F-14 (HODGSON e BROWN, 2000).
Figura 10- Acoplamento de LMF do tipo CryOfit para união de tubos. Fonte: HODGSON e BROWN (2000).
2.4.3 Área da Robótica
A robótica vem sendo uma área em que a aplicação de LMF vem crescendo bastante, com interesse particular em membros para reabilitação robótica, tais como dedos, mãos e braços, além de protótipos de robôs miniaturizados. As LMF imitam muito bem o músculo humano e tendões, sendo fortes e compactas de forma a apresentar uma grande vantagem de ter o movimento de se contrair e se expandir semelhante ao músculo humano, promovendo um movimento indisponível em outros sistemas de atuação mecânicos. Um exemplo de aplicação nessa área, utilizando esses atuadores de LMF, pode ser visualizado na Figura 11.
Figura 11 - Mão robótica acionada por fios de LMF. Fonte: CHEE SIONG et al. (2005).
2.5 LIGAS DE Ni-Ti-Cu
Existem muitas ligas susceptíveis ao efeito de memória de forma: Ag-Cd, Au-Cd, Cu-Zn, Cu-Zn-X (X = Si, Sn, Al, Ga), Cu-Al, Cu-Al-Ni, Cu-Sn, Ni-Al, Ni-Ti Ni-Ti-X (X = Al, Fe, Cu, Pd, Zr, Hf, etc.), Fe-Pt, Fe-Mn-Si, etc. A maioria dessas ligas têm uma transformação termoelástica, exceto para algumas ligas de base Fe.
Ligas de Ni-Ti são compostos intermetálicos de composição equiatomica. Estas ligas foram desenvolvidas no início dos anos 60 por Buehler e Wiley (1961) em uma pesquisa em relação a dez compostos intermetálicos. Os primeiros anos de pesquisa se concentraram na compreensão do mecanismo da transformação e do efeito de memória observado. Isto foi seguido pela produção e de vendas pelo aparecimento de uma linha de produtos bastante limitada. Ao mesmo tempo, um grande número de patentes e de novas maneiras usando esta liga tem sido proposto, mas poucos foram de fato vendidos (GOLDSTEIN, 1978).
Todas as ligas de base Cu, por exemplo, têm estruturas e comportamentos familiares e, entre estes, o Cu-Zn-Al, Cu-Al-Ni e Cu-Al-Be, atualmente as principais ligas industriais de base Cu (GUENIN, 1996). No entanto, as ligas à base de Ti-Ni podem ser consideradas como a mais importante comercializada, atualmente, em virtude das suas propriedades notáveis. Na verdade, estas ligas têm as propriedades de efeito de memória relacionadas a resistência à corrosão que muitas vezes fazem mais interessante que a ligas de base Cu, mas elas são mais caras por causa das dificuldades relacionadas com o seu desenvolvimento e fabricação. Uma boa comparação entre o comportamento geral de dois tipos de liga pode ser feita a partir de artigos publicados por Melton (1990) e Wu (1990).
Algumas vezes, pode ser importante em termos industriais e / ou tecnologia para a substituição ou a adição de um terceiro elemento de metal. Claramente, neste caso, não falamos de impurezas, mas os itens que são quimicamente semelhantes ao Ni ou Ti, como a adição de cobre na liga em substituição do níquel (Ni-Ti-X) com X=Cu.
A adição de Fe tem o efeito de baixar a temperatura Ms de forma muito significativa. Por exemplo, a 3% de Fe diminui a temperatura Ms para aproximadamente -80 °C, como mostrado na Figura 12 (a). Observamos também que a transformação ocorre em duas etapas: fase intermediaria (fase R) martensita monocíclica (NISHIDA, 1982). Já a fase intermédia, romboédrica, chamada fase R a 3% de Fe, ocorre a uma temperatura nitidamente mais elevada, neste caso, (~ 0 °C).
A liga ternária Ni-Ti-Cu tem um forte potencial industrial. De acordo com a Figura 12 (b) é geralmente aceito que a inclusão de Cu substituindo Ni (Maximo 30% at) afete muito pouco as temperaturas de transformações martensítica (MERCIER, 1979; FUNAKUBO, 1987). Além disso, a histerese térmica torna-se menos importante quando se atinge ou excede a 5% at de Cu. Esta redução de histerese pode ser mais de 50% em comparação com o binário Ni-Ti. A adição de Cu inibe a fase intermediária (fase R).
Figura 12 - Evolução de temperaturas de transformação da liga de Ni-Ti-X quando Fe (a) e Cu (b) são adicionados em substituição ao Ni (FUNAKUBO, 1987).
2.6 CAPACIDADE DE AMORTECIMENTO
O amortecimento corresponde à capacidade que um material possui em dissipar energia de deformação durante uma vibração mecânica (ANILCHANDRA & SURAPPA, 2012). Esta propriedade é considerada de extrema importância nos materiais tornando-se, por vezes, uma vantagem adicional quando presente em aplicações específicas.
A técnica utilizada para coletar dados das propriedades dinâmicas é a Análise Dinâmico-Mecânica (DMA – Dynamic Mechanical Analysis), a qual estuda o comportamento dos materiais sob cargas dinâmicas. Como resposta a uma carga senoidal aplicada, tem-se por medida uma curva de deslocamento (deformação) também senoidal, pela qual se obtém a capacidade de amortecimento representada pela tangente do ângulo de fase (Tan δ) entre os dois sinais. O módulo de armazenamento, representado pela componente elástica e relacionado à rigidez do material, também pode ser medido. Nos ensaios dinâmicos, uma carga é imposta repetidamente ao sistema, de forma que o módulo pode ser obtido cada vez que a tensão é aplicada. A varredura através de uma temperatura ou faixa de frequência permite determinar o valor do módulo de elasticidade a cada segundo em função dos parâmetros de ensaio (MENARD, 1999).
Com o desenvolvimento da indústria moderna, ligas com alta capacidade de amortecimento e de alta resistência são bastante necessárias. Ligas com memória de forma normalmente podem alcançar valores de capacidade de amortecimento especifico da ordem de 40% (SHAHINPOOR & SCHNEIDER, 2008). Essa capacidade de amortecimento demonstrada durante a transformação de fase das LMF é decorrente de três fatores principais, sendo observada a contribuição transiente, relativa à cinética da mudança de fase e fortemente dependente de variáveis externas como taxa de variação da temperatura, frequência e amplitude de oscilação; a contribuição referente aos mecanismos de transformação de fase, movimento entre interfaces austenita-martensita e martensita-martensita, e da contribuição de atrito interno de cada fase, que é fortemente dependente das características microestruturais, como a presença de lacunas, discordâncias e número de interfaces (OTSUKA E WAYMAN, 1998;
CHEN et al., 2009). Isto significa que para aplicações onde o material é submetido a movimentos vibracionais a uma temperatura constante, uma LMF totalmente martensítica oferece melhor estabilidade em relação à capacidade de amortecimento. No caso de aplicações em que o material tenha alto impacto com baixa freqüência, a região onde ocorre a transição entre as fases martensita e austenita pode ser interessante, desde que a martensita também seja induzida por tensão (VAN HUMBEECK & STALMANS, 1998).
As LMF em geral podem ser classificadas entre os materiais metálicos com alta capacidade de amortecimento, os quais são denominados na literatura de hidamets – High Damping Metals (VANDEURZEN et al., 1981). Essa elevada capacidade de amortecimento é atribuída a mobilidade da interface martensita / austenita e contornos de maclas apresentados por essas LMF. As LMF de base Ni-Ti possuem alta capacidade de amortecimento durante a transformação de fase e na fase martensítica, ao passo que sua fase austenítica manifesta uma dissipação de energia bem mais baixa (LU et al., 2003).
Nas LMF se espera uma alta capacidade de amortecimento, durante a transformação de fase, devido ao movimento das interfaces martensíticas, na qual é observado um pronunciado pico de amortecimento na LMF Ni-Ti (CAI et al., 2005). Enquanto os materiais clássicos apresentam tendência de crescimento, porém discreto. Em altas temperaturas, após a transformação de fase, a LMF apresenta um decréscimo em sua capacidade de amortecimento pelo fato de a fase austenita caracterizar-se por absorver menos energia mecânica, enquanto o alumínio demonstra maiores valores de Tan δ. (SILVA et al., 2011).
Na Figura 13 verifica-se um resultado de ensaio DMA em LMF realizado em diferentes amostras de ligas metálicas: LMF de Ni-Ti, alumínio, aço inoxidável e o latão. Foi utilizada uma taxa de aquecimento de 5°C/min, com frequência de oscilação de 1Hz e amplitude de deflexão de 5μm em modo de flexão simples (single cantilever). A tangente do ângulo de defasagem (Tan δ) entre a excitação (tensão) e a resposta (deformação) é proporcional a capacidade de amortecimento do material.
Figura 13 - Capacidade de amortecimento em função da temperatura para a LMF Ni-Ti, alumínio, aço inoxidável e latão. Fonte (SILVA et al., 2011).
Analisando a Figura 13 é possível observar o aparecimento de um pronunciado pico de amortecimento na região de transformação da LMF Ni-Ti, enquanto os metais clássicos latão e bronze apresentam comportamento diferente, de estabilidade com a temperatura, e baixos valores de amortecimento. Em temperaturas mais altas, após a transformação de fase da liga LMF Ni-Ti, observa-se o decréscimo em sua capacidade de amortecimento devido ao desaparecimento entre as interfaces das fases martensita e austenita.
Considerando que a capacidade de amortecimento das LMF está intimamente relacionada ao movimento histérico das interfaces entre as fases em função da temperatura, a maioria das propriedades físicas e mecânicas, tais como o módulo de elasticidade, resistividade elétrica, condutividade térmica e coeficiente de expansão térmica também variam entre estas duas fases. Assim, a estrutura da fase austenita é relativamente mais rígida e por isso apresenta um valor do módulo de elasticidade maior, já a estrutura da fase martensita possui módulo menor, isto é, pode ser facilmente deformada pela aplicação de uma força externa (JIAO et al., 2010). Durante a transformação de fase se verifica a presença de um pico da capacidade de amortecimento e um aumento do módulo de elasticidade ou rigidez (CAI et al., 2005; SILVA et al., 2011).
Na Figura 14, visualiza-se o comportamento do módulo de elasticidade ou armazenamento em função da temperatura nas amostras de LMF de Ni-Ti,
alumínio, aço inoxidável e o latão. A Figura 14(a) mostra os módulos em seus valores absolutos, enquanto na Figura 14(b) é ilustrada a variação percentual do módulo. Em ambas as curvas é possível observar um aumento do módulo de elasticidade na faixa de temperatura onde ocorre a transformação de fase dos fios Ni-Ti.
Figura 14 - Variação do módulo de armazenamento em função da temperatura para as amostras de Ni-Ti, alumínio, aço inoxidável e latão. (a) Valores absolutos e (b) Percentual de variação.
Fonte (SILVA et al., 2011).
A partir dessas curvas, pode-se também obter as temperaturas de transformação de fase martensítica reversa (martensita→austenita) através do método das tangentes, como se pode visualizar na figura 14b, temperaturas de As= 74,7 ºC e Af= 87,4 ºC.
Lembrando que comparando às temperaturas obtidas por meio de ensaios térmicos, como calorimetria exploratória diferencial (DSC) e resistência elétrica, os resultados de As e Af em DMA apresentam temperaturas mais elevadas. Esse retardo da transformação ocorre porque existe uma diferença entre a estabilização das propriedades mecânicas e a transformação de fase instantânea do material, observação que é bastante importante para aplicações práticas envolvendo cargas dinâmicas ou vibrações mecânicas. Batalu et al, obtiveram resultados semelhantes durante a realização de estudo comparativo entre a técnica de DMA e DSC com uma LMF Ni-Ti. Por outro lado, uma análise realizada
por Chang & Wu apresenta resultados bastante semelhantes entre as técnicas de DSC e DMA quando a taxa de aquecimento/resfriamento é reduzida a valores tão baixos quanto possível (se aproxima de zero), fornecendo maior tempo para a estabilização das propriedades mecânicas.
2.7 FADIGA EM LIGAS METÁLICAS
Como já mencionado anteriormente, na maior parte das aplicações as LMF são submetidas a solicitações mecânicas cíclicas. Assim sendo, o conhecimento da sua resposta à fadiga torna-se fundamental para segurança na sua utilização.
Estudos mostram que danos em estruturas metálicas ou partes de máquinas durante condições regulares de funcionamento são mais frequentes devido à falha por fadiga, por isso o volume de trabalhos e artigos sobre esse tipo de dano aumenta cada vez mais. (BATHIAS & PINEAU, 2010).
O fenômeno da fadiga foi observado pela primeira vez por volta de 1800, quando os eixos de um vagão ferroviário começaram a falhar após um pequeno período em serviço. Os mesmos eram feitos de aço dúctil, mas ainda exibiam características de fraturas frágeis e repentinas, mesmo sendo projetados com toda a perícia e engenharia existentes na época, as quais se baseavam em experiências oriundas de estudos com estruturas carregadas estaticamente. Cargas dinâmicas correspondiam a um fenômeno novo, resultante das máquinas movidas a vapor. Os eixos fixados às rodas giravam em conjunto com as mesmas, e a tensão de flexão em qualquer ponto da superfície do eixo variava ciclicamente entre valores positivos e negativos, carregamento denominado alternado. (NORTON, 2000).
O termo “fadiga” foi aplicado pela primeira vez por Poncelet em 1839 (NORTON, p. 292, 2000). No contexto de materiais de engenharia, segundo a norma ASTM E 1150, esse fenômeno refere-se “ao processo gradual de mudança estrutural localizada permanente num material sujeito a condições que produzem tensões e deformações flutuantes em algum ponto (ou pontos) e que pode culminar em trincas ou em fratura, depois de um número suficiente de flutuações”. Quando as solicitações são tensões ou deformações, a fadiga é dita fadiga
mecânica, ocorrendo fratura sob tensões inferiores tanto à tensão de escoamento quanto à tensão crítica de fratura do material. (FIGUEIREDO, 2006).
Os custos anuais com falha por fadiga nos Estados Unidos, segundo Dowling (1999) apud Norton (2000) são altíssimos. Por exemplo, em 1982 estes custos chegaram a 100 bilhões de dólares, com danos em veículos, aviões, pontes, indústrias petrolíferas e outros. Estes custos também envolveram vidas humanas, provocados pelos desastres aéreos, como por exemplo, o desastre que ocorreu com o avião da De Havilland Comet, em 1954. Na segunda guerra mundial houve um grande desenvolvimento na utilização dos materiais, e com o passar do tempo, cada vez mais pesquisas são desenvolvidas para obter mais respostas das falhas por fadiga, visando tanto à redução de acidentes que possam causar mortes, como a própria redução de custos.
O engenheiro alemão, August Wohler, realizou a primeira investigação científica (durante um período de 12 anos) sobre o que estava sendo chamado de falha por fadiga, testando em laboratório eixos até a falha sob carregamento alternado. Wohler publicou suas descobertas em 1870, as quais identificaram o número de ciclos de tensão variante no tempo como os causadores do colapso e a descoberta da existência de uma tensão limite de resistência à fadiga para aços, isto é, um nível de tensão que toleraria milhões de ciclos de uma tensão alternada. O diagrama S-N ou Curva de Wohler, ilustrado na Figura 15, que correlaciona à amplitude de tensão (σa), que é a metade da diferença algébrica entre as tensões máxima (σmáx) e mínima (σmín), com o número de ciclos associado à falha (Nf), tornou-se a forma padrão para caracterizar o comportamento dos materiais submetidos a solicitações alternadas e ainda é utilizado atualmente, apesar de outras medidas sobre a resistência dos materiais, submetidos a cargas dinâmicas, estarem disponíveis hoje em dia. (FIGUEIREDO, 2006).
Figura 15 - Esquema de uma Curva de Wohler típica. (FIGUEIREDO, 2006).
As cargas variáveis fazem com que, ao menos em alguns pontos, tenhamos deformações plásticas também variáveis com o tempo. Estas deformações levam o material a uma deterioração progressiva, dando origem à trinca, a qual cresce até atingir um tamanho crítico, suficiente para a ruptura final. (ROSA, 2002).
Em relação ao comportamento macroscópico do material, é necessário levar em consideração o tipo de controle usado no ensaio de fadiga, se controle de carga (tensão), ou se controle de deslocamento (deformação). Neste caso, o efeito do tipo de controle no ensaio é muito mais importante do que no caso do ensaio estático de tração. A Figura 16 mostra, esquematicamente, o comportamento macroscópico de um corpo de prova solicitado por uma carga cíclica.
Figura 16 - Comportamento macroscópico de um corpo de prova solicitado por uma carga cíclica. Ensaio com controle de força e deslocamento. (Rosa, 2002).
Geralmente no estudo da fadiga de alto ciclo, usa-se a curva S-Nf do material. Na fadiga de baixo ciclo, situação em que o material pode suportar elevadas deformações, em geral superiores àquelas associadas ao regime elástico, correlaciona-se a amplitude da deformação (ε) com número de ciclos (Nf), através da curva ε-Nf. A fadiga de baixo ciclo a fratura geralmente ocorre em menos de 104 a 105 ciclos e na presença de tensão e deformação predominantemente plásticas. (MOIA, 2001).
Infelizmente, existe sempre uma dispersão considerável nos dados de fadiga, isto é, uma variação no valor de Nf medido para vários corpos de prova testados sob mesmo nível de tensão. Isso pode levar a incertezas de projeto significativas quando a vida em fadiga e/ou o limite de resistência à fadiga (ou resistência à fadiga) estiverem sendo considerados. O espalhamento nos resultados é uma consequência da sensibilidade da fadiga a uma variedade de parâmetros do ensaio e do material que são impossíveis de serem controlados de maneira precisa. Esses parâmetros incluem a fabricação do corpo de prova, além da preparação da superfície, de variáveis metalúrgicas, o alinhamento do corpo
de prova no equipamento, tensão média e a frequência dos testes. (CALLISTER, 2000).
As falhas por fadiga sempre têm início com uma micro trinca, que pode estar presente no material desde a sua fabricação ou desenvolver-se ao longo do tempo devido às deformações cíclicas ao redor das concentrações de tensões (NORTON, 2000). Essas trincas de fadiga geralmente têm início em um entalhe (qualquer contorno geométrico que eleve a tensão residual local). De modo mais específico, o processo de falha por fadiga se dá em três estágios: Estágio I, há o início da trinca ou nucleação da mesma; Estágio II, envolve o maior tempo de vida da peça, ocorrendo a propagação da trinca; e Estágio III, ocorre a ruptura repentina, quando o material não é mais capaz de suportar a carga aplicada, devido ao crescimento instável da trinca (FIGUEIREDO, 2006). Na Figura 17 é mostrado o processo de falha por fadiga dos materiais.
Figura 17-Processo de fadiga observado nos materiais metálicos em geral. Fonte: Grassi (2014).
A aparência da superfície de uma fratura por fadiga frequentemente reflete aspectos da propagação no Estágio II. É comum a presença de marcas típicas, tanto em escala macroscópica (marcas de praia e marcas de catraca) quanto microscópica (estrias). A Figura 18 ilustra uma superfície de fratura após ciclagem mecânica variável no tempo e consequente ruptura por fadiga. Nessa figura, observa-se:
1 – Ponto de iniciação da trinca;
