UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS FACULDADE DE ENGENHARIA MECÂNICA
VITOR TAKAO UTIAMA MENDES
Comportamento em fadiga da liga A356 tixoforjada
CAMPINAS 2018
VITOR TAKAO UTIAMA MENDES
Comportamento em fadiga da liga A356 tixoforjada
Dissertação de Mestrado apresentada à Faculdade de Engenharia Mecânica da Universidade Estadual de Campinas como parte dos requisitos exigidos para obtenção do título de Mestre em Engenharia Mecânica na Área de Materiais e Processos de Fabricação.
Orientador: Prof. Dr. Eugênio José Zoqui
CAMPINAS 2018 ESTE EXEMPLAR CORRESPONDE À VERSÃO FINAL DA DISSERTAÇÃO DEFENDIDA PELO(A) ALUNO VITOR TAKAO UTIAMA MENDES, E ORIENTADA PELO PROF. DR. EUGÊNIO JOSÉ ZOQUI.
Ficha catalográfica
Universidade Estadual de Campinas Biblioteca da Área de Engenharia e Arquitetura
Luciana Pietrosanto Milla – CRB 8/8129
Informações para Biblioteca Digital
Título em outro idioma: Behavior in fatigue of the thixoforging A356 alloy Palavras-chave em inglês:
Aluminum alloys Casting
Fatigue
Mechanical properties
Área de concentração: Materiais e Processos de Fabricação Titulação: Mestre em Engenharia Mecânica
Banca examinadora:
Eugênio José Zoqui [Orientador] Pablo Siqueira Meirelles
Luciano Augusto Lourençato Data de defesa:16-04-2018
UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS FACULDADE DE ENGENHARIA MECÂNICA
COMISSÃO DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA DE MANUFATURA E MATERIAIS
DISSERTAÇÃO DE MESTRADO ACADÊMICO
Comportamento em fadiga da liga A356
tixoforjada
Autor: Vitor Takao Utiama Mendes Orientador: Eugênio José Zoqui
A Banca Examinadora composta pelos membros abaixo aprovou esta Dissertação:
Campinas, 16 de abril de 2018.
Dedicatória
Dedico este trabalho aos meus pais, Luiz Fernando e Helena, à minha irmã Carolina e à minha namorada Paula, que sempre me apoiaram e incentivaram em todos os momentos.
Agradecimentos
Este trabalho não poderia ser realizado sem a ajuda de diversas pessoas às quais presto minha homenagem:
Meus pais, Luiz Fernando e Helena, pelo amor, carinho, educação e incentivo a sempre trabalhar em prol dos meus objetivos.
Minha irmã Carolina, que é um exemplo de pessoa para mim.
Minha namorada Paula, pelo apoio, paciência e companheirismo durante todo o projeto.
Prof. Dr. Eugênio José Zoqui pela oportunidade, dedicação e orientação durante toda a execução e desenvolvimento do projeto.
Todos os professores da Faculdade de Engenharia Mecânica que ajudaram de forma direta e indireta na conclusão do trabalho, em especial ao Prof. Dr. Anselmo Eduardo Diniz e ao Prof. Dr. Amauri Hassui, que me ajudaram tanto no desenvolvimento do projeto como na minha formação como engenheiro durante a graduação.
O técnico Miro pela disposição, ajuda, comprometimento e participação em todas as etapas experimentais do trabalho.
Os técnicos, Miguel Zelaya, Fábio, Aristides, Eduardo, Claudenete e Zé Luis, que contribuíram na realização dos experimentos.
Os colegas, Vanderlei, Tomais, Liah, Davi, Daimer, Leandro, Wendel, Christiano e Diogo pela amizade e ajuda no desenvolvimento do projeto.
RESUMO
As ligas de alumínio são as mais versáteis de todas as ligas empregadas em fundição e sua classificação é feita de acordo com seus elementos de liga majoritários. A liga A356, o material em estudo, é uma das principais ligas utilizadas como matéria-prima nas indústrias, especialmente no tocante a processamento no estado semissólido, e possui como elemento majoritário o silício (Si), além da adição de elementos como o magnésio (Mg) e o cobre (Cu). No entanto, ligas de alumínio com alto teor de silício são suscetíveis à falha por fadiga. O trabalho teve por objetivo principal avaliar comparativamente o comportamento em fadiga da liga A356 conformada via tixoforjamento com duas condições de processamento: reaquecimento a 585°C por 30s e 60s. Já os objetivos específicos foram: otimizar a liga visando a redução de sua porosidade; realizar ensaios de tixoforjamento com dois tempos distintos de globularização; analisar a macro e microestrutura das ligas tixoforjadas; e caracterizar as propriedades mecânicas da liga, notadamente quanto ao seu comportamento em fadiga. Os resultados e análises dos ensaios mostraram que as amostras produzidas com 30s de reaquecimento obtiveram um limite de resistência à fadiga superior às de 60s. Além disso, foi possível observar que o melhor método para a produção da liga é por refinador de grão e borbulhamento de gás a uma vazão de 2,5l/min. As análises macro e microestrutural mostraram a presença de uma estrutura predominantemente globular e, em relação à fadiga, foi possível observar a presença de poros na superfície de fratura, sendo o principal fator de influência na vida em fadiga. Além disso, a propagação da trinca ocorre preferencialmente pela fase eutética, caracterizando uma fratura dúctil do material.
Palavras chave: Liga A356, tixoconformação, tixoforjamento, materiais semissólidos, caracterização microestrutural, propriedades mecânicas, fadiga.
ABSTRACT
Aluminum alloys are the most versatile of all alloys used in casting and their classification is made according to their major league elements. The A356 alloy, the material under study, is one of the main alloys used as raw material in industries, especially in the semi-solid state, and has as main element the silicon (Si), besides the addition of elements such as magnesium (Mg) and copper (Cu). However, aluminum alloys with high silicon content are susceptible to failure due to fatigue. The main objective of the work was to evaluate the fatigue behavior of the A356 alloy formed by tixoforging with two processing conditions: reheating at 585°C for 30s and 60s. The specific objectives were: to optimize the alloy in order to reduce its porosity; to perform thixoforging tests with two distinct globularization times; analyze the macro and microstructure of the tixoforging alloys; and characterize the mechanical properties of the alloy, notably its behavior in fatigue. The results and analysis of the tests showed that the samples produced with 30s of reheating obtained a fatigue limit higher to those of 60s. In addition, it was possible to observe that the best method for the production of the alloy is by a grain refiner and gas bubbling at a flow rate of 2.5 l/min. The macro and microstructural analyzes showed the presence of a predominantly globular structure and, in relation to the fatigue, it was possible to observe the presence of pores in the fracture surface, being the main factor of influence in the fatigue life. In addition, the crack propagation occurs preferentially by the eutectic phase, characterizing a ductile fracture of the material.
Key words: A356 alloy, thixoforming, thixoforging, semi-solid materials, microstructural characterization, mechanical properties, fatigue.
Lista de Figuras
Figura 2.1. Ilustração esquemática das diferentes rotas de processamento no
estado semissólido. (ATKINSON, 2005) 22
Figura 2.2. Evolução da estrutura durante a solidificação sob agitação: (a) fragmento inicial da dendrita; (b) crescimento da dendrita; (c) estrutura de roseta; (d) roseta durante o resfriamento; (e) estrutura globular (ATKINSON,
2005). 24
Figura 2.3. Esquema geral dos mecanismos de engrossamento dendrítico de
Ostwald ripening: (a) e (b) Kattamis et al. (1976); (c) Kahlweit (1968). 25 Figura 2.4. Esquema geral dos mecanismos de engrossamento dendrítico por
coalescência: (a) Young et al (1994) e Kirkwood (1994, 1992); (b) Genda
(1987). 25
Figura 2.5. Ciclos regulares de tensões: (a) tensão reversa; (b) tensão repetida (campo de tração); e (c) tensão repetida (campos de tração e compressão)
(Souza, 1982). 29
Figura 2.6. Exemplos práticos de algumas curvas S-N (Souza, 1982). 31 Figura 2.7. Método “escada” para determinação do limite de fadiga proposto por
Dixon & Mood (1948) (Souza, 1982). 32
Figura 3.1. Fluxograma das etapas de trabalho. 38 Figura 3.2. Regiões 1, 2 e 3 analisadas na verificação da homogeneidade do
lingote. 41
Figura 3.3. Ilustração das micrografias realizadas na contagem: (a) dos
glóbulos; (b) dos grãos. 45
Figura 3.4. Conjunto de equipamento utilizado nos ensaios de tixoforjamento: (a) prensa pneumática (Torres, 2013); (b) detalhe da matriz superior e inferior,
respectivamente. 47
Figura 3.5. Equipamento utilizado nos ensaios de tração: (a) máquina universal de ensaios com garras acopladas (Torres, 2013); (b) dimensões do corpo de
prova de tração. 48
Figura 3.6. Equipamento utilizado nos ensaios de fadiga: (a) máquina de fadiga por barreta rotativa; (b) hardware VDAS-B; (c) dimensões do corpo de prova de
Figura 4.1. Micrografias dos lingotes nas condições: (a) Refinador de grão e ultrassom, (b) Refinador de grão, ultrassom e desgaseificação, (c) Refinador de grão e desgaseificação e (d) Refinador de grão e superdesgaseificação. 52 Figura 4.2. Micrografias dos lingotes após tratamento térmico a 585 C por 0s:
(a) Refinador de grão e ultrassom, (b) Refinador de grão, ultrassom e
desgaseificação, (c) Refinador de grão e desgaseificação e (d) Refinador de
grão e superdesgaseificação. 53
Figura 4.3. Micrografias para comparação do efeito do refinador de grão em amostras com superdesgaseificação: (a) Sem refinador de grão e tratamento térmico, (b) Com refinador de grão e sem tratamento térmico, (c) Sem refinador de grão e com tratamento térmico e (d) Com refinador de grão e tratamento
térmico. 54
Figura 4.4. Micrografias para medição da porosidade dos lingotes sem tratamento térmico e com tratamento térmico nas condições de 0s (sem manutenção de tempo), 30s e 60s: (a) Refinador de grão e ultrassom, (b) Refinador de grão, ultrassom e desgaseificação, (c) Refinador de grão e
desgaseificação e (d) Refinador de grão e superdesgaseificação. 56 Figura 4.5. Micrografias do lingote produzido por refinador de grão e ultrassom. 57 Figura 4.6. Micrografias do lingote produzido por refinador de grão, ultrassom e
desgaseificação. 57
Figura 4.7. Micrografias do lingote produzido por refinador de grão e
desgaseificação. 58
Figura 4.8. Micrografias do lingote produzido por refinador de grão e
superdesgaseificação. 58
Figura 4.9. Análise da porosidade dos lingotes produzidos. 59 Figura 4.10. Micrografias para medição da porosidade de lingotes produzidos
por refinador de grão e superdesgaseificação: (a) amostras estudadas
anteriormente; (b) amostras tixoforjadas. 61
Figura 4.11. Análise da porosidade de amostras tixoforjadas e amostras estudadas anteriormente, tiradas de lingotes produzidos por apenas
superdesgaseificação. 62
Figura 4.12. Micrografias das regiões analisadas no sentido transversal e
Figura 4.13. Peças iniciais que foram obtidas nos pré-ensaios de tixoforjamento
para a determinação das medidas finais. 64
Figura 4.14. Exemplos de peças obtidas nos ensaios de tixoforjamento nas
duas condições de processamento. 66
Figura 4.15. Micrografias utilizadas no cálculo do tamanho e circularidade dos
glóbulos. 68
Figura 4.16. Micrografias utilizadas no cálculo do tamanho dos grãos. 69 Figura 4.17. Região dendrítica encontrada no centro da amostra de 60s. 70 Figura 4.18. Curva tensão x deformação para a condição de 30s. 71 Figura 4.19. Curva tensão x deformação para a condição de 60s. 72
Figura 4.20. Resultado dos ensaios de tração. 72
Figura 4.21. Tensão e número de ciclos ensaiados para cada corpo de prova:
(a) Condição de 30s; (b) Condição de 60s. 75
Figura 4.22 Resultado dos ensaios de fadiga pelo método “escada” para as
condições de 30s e 60s. 76
Figura 4.23. Superfície de fratura na condição de 30s. 80 Figura 4.24. Superfície de fratura na condição de 60s. 80 Figura 4.25. Porosidades nas superfícies de fratura: (a) Condições de 30s; (b)
Condição de 60s. 81
Figura 4.26. Micrografias da propagação da trinca: (a) Condição de 30s; (b)
Condição de 60s. 81
Lista de Tabelas
Tabela 2.1. Tabela auxiliar para o caso hipotético da figura 2.7 (Souza, 1982). 33 Tabela 4.1. Parâmetros dos pré-ensaios de tixoforjamento. 64 Tabela 4.2. Parâmetros dos ensaios de tixoforjamento. 66 Tabela 4.3. Valores médios do tamanho de glóbulo, circularidade, tamanho de grão e relação tamanho de grão/tamanho de glóbulo. 69
Tabela 4.4. Resultado dos ensaios de tração. 71
Tabela 4.5. Valores do limite de resistência à tração para a liga A356. 73 Tabela 4.6. Limite de resistência à fadiga obtida para a liga estudada. 78 Tabela 4.7. Valores do limite de resistência à fadiga para a liga A356. 79
Lista de Quadros
Quadro 2.1. Tipos de ensaio, máquinas e corpos de prova de fadiga (Manual on Fatigue Testing, 1949).
Lista de Abreviaturas e Siglas
Letras Latinas
N Número de ciclos
Tensão máxima MPa
Tensão mínima MPa
Intervalo de tensão MPa
Amplitude de tensão alternativa MPa
Tensão inicial MPa
Tensão média MPa
Limite de fadiga MPa
Resistência à fadiga MPa
Letras Gregas
Δ Desvio Padrão MPa
Abreviações
CP Corpo de prova
DSC Differential Scanning Calorimetry
LRT Limite de Resistência à Tração SSM Estado Semissólido
wt% weight percent (porcentagem em massa)
Siglas
AA Aluminum Association
ABAL Associação Brasileira do Alumínio
ASTM American Society for Testing and Materials
DEMa Departamento de Engenharia de Materias
DEMM Departamento de Engenharia de Manufatura e Materiais FEM Faculdade de Engenharia Mecânica
JSME Japan Society of Mechanical Engineers
Sumário Capítulo 1 ... 16 1.1 Introdução ... 16 1.2 Objetivos ... 17 1.3 Organização ... 17 Capítulo 2 ... 18 FUNDAMENTOS TEÓRICOS ... 18 2.1 Alumínio ... 18
2.2 Porosidade nos metais ... 19
2.3 Reofundição e Tixoconformação... 21
2.4 Mecanismos de formação de estruturas globulares ... 22
2.5 Fadiga ... 28
2.6 Definições e simbologia de fadiga... 29
2.7 A curva S-N ... 30
2.8 Método estatístico para o limite de fadiga ... 32
2.9 Máquinas e corpos de prova para ensaio de fadiga... 34
Capítulo 3 ... 37
PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL ... 37
3.1 Caracterização termodinâmica... 39
3.2 Produção dos lingotes ... 39
3.3 Tratamento térmico de globularização ... 41
3.4 Caracterização microestrutural ... 43 3.5 Caracterização da porosidade ... 45 3.6 Prensa pneumática ... 46 3.7 Ensaios de tração ... 48 3.8 Ensaios de fadiga ... 49 Capítulo 4 ... 51 RESULTADOS ... 51
4.1 Caracterização microestrutural dos lingotes ... 51
4.2 Porosidade ... 55
4.3 Avaliação da homogeneidade do lingote de tixoconformação ... 62
4.4 Pré-ensaios de tixoforjamento... 64
4.6 Caracterização macro e microestrutural das peças tixoforjadas ... 67
4.7 Comportamento mecânico em tração ... 70
4.8 Comportamento mecânico em fadiga ... 74
Capítulo 5 ... 83
CONCLUSÕES ... 83
SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ... 84
Capítulo 1
1.1 Introdução
O processamento no estado semissólido (SSM), nada mais é do que a fabricação de componentes metálicos produzidos via conformação no estado pastoso, em uma situação na qual tais materiais apresentam comportamento de escoamento não newtoniano e tixotrópico (FLEMINGS, 1991; CAMACHO, 2003). É uma técnica de processamento que permite a produção de peças com geometrias
near net shape (componentes próximos à forma final) com melhores propriedades
mecânicas e com razoável redução no custo final de produção, se comparados aos métodos de fundição e conformação plástica.
Estes processamentos são divididos em duas categorias: a tixoconformação, que implica no aquecimento controlado da matéria prima sólida até temperatura superior à temperatura solidus, mas inferior à temperatura liquidus, seguido da conformação propriamente dita; ou a reofundição que parte do material no estado líquido, sendo este submetido a resfriamento controlado até se obter uma quantidade desejada de sólido, sendo seguido também pela conformação em prensas verticais (tixoforjamento ou reoforjamento) ou horizontais (tixoinjeção ou reo-injeção). Porém, na maioria dos casos a conformação geralmente utiliza injetoras de câmara fria (prensas horizontais).
Dentro das várias possibilidades de materiais passíveis de trabalho por esta via, as ligas alumínio-silício são as mais utilizadas, servindo a diversos segmentos industriais (principalmente, no setor automotivo e aeroespacial) por apresentarem características de alta resistência mecânica.
As ligas A356, utilizada neste trabalho, e a A357, são as principais ligas utilizadas como matéria-prima nas indústrias (CHIARMETTA, 2000) e são utilizadas especialmente na fabricação de carcaças de estruturas com fins mecânicos, como é o caso de bloco de motores e cabeçotes (SIM, 2009). No entanto, ligas de alumínio com alto teor de silício são suscetíveis às trincas por fadiga. Existem trabalhos buscando caracterizar o comportamento destas ligas na condição tixoinjetadas (GAN, 2006, NADCA, 2009), porém nenhum trabalho focando o processamento por tixoforjamento.
1.2 Objetivos
Visando contribuir com o desenvolvimento do campo do processamento de ligas metálicas no estado semissólido, bem como estudar o comportamento em fadiga em ligas de alumínio hipoeutéticas, o objetivo principal deste trabalho é avaliar comparativamente o comportamento em fadiga da liga A356 conformada via tixoforjamento em matriz fechada com duas condições de processamento: reaquecimento a 585°C por 30s e 60s.
Além disso, o trabalho teve como objetivos específicos: otimizar a liga visando a redução de sua porosidade; realizar ensaios de tixoforjamento com dois tempos distintos de globularização; analisar a macro e microestrutura das ligas tixoforjadas; e caracterizar as propriedades mecânicas da liga, notadamente quanto ao seu comportamento em fadiga.
1.3 Organização
Na sequência deste trabalho apresentam-se, no Capítulo 2, alguns conceitos relevantes para cada etapa adotada nesta pesquisa, tais como uma visão geral sobre o alumínio e as ligas Al-Si, conceitos sobre reofundição e tixoconformação, principais mecanismos de formação de estruturas semissólidas, caracterização de estruturas semissólidas, processos de reofundição e tixoconformação, vantagens comparativas dos processamentos e, por fim, conceitos sobre fadiga e tipos de ensaios de fadiga.
O Capítulo 3 trata dos materiais e métodos empregados neste trabalho, para a obtenção da matéria-prima utilizada, caracterização microestrutural da liga, ensaios de tixoconformação, ensaios de tração e fadiga da liga estudada.
No Capítulo 4, encontram-se os resultados obtidos com discussões acerca do método utilizado para a produção dos lingotes, das características microestruturais encontradas e das propriedades mecânicas obtidas nos ensaios de tração e fadiga.
Por último, o Capítulo 5 traz as conclusões obtidas durante todo o desenvolvimento do projeto, além de sugestões para trabalhos futuros relacionados com esta área de pesquisa.
Capítulo 2
FUNDAMENTOS TEÓRICOS
Neste capítulo, será apresentada a discussão teórica que servirá como base para o desenvolvimento desse trabalho, abordando desde o material utilizado, até a teoria dos processos de reofundição e tixoconformação, além do conceito sobre fadiga e os tipos de ensaios existentes.
2.1 Alumínio
O alumínio é o terceiro metal mais abundante na crosta terrestre e possui excelentes propriedades físico-químicas, entre as quais se destacam o baixo peso específico, a alta condutividade térmica e elétrica e a reciclagem. É maleável, dúctil e apto para a mecanização e fundição (ABAL, 2014). O alumínio em estado puro apresenta baixa dureza e resistência mecânica, impossibilitando o seu uso para determinadas aplicações, daí a necessidade de combiná-lo com outros metais para aumentar a sua utilidade industrial (ABAL, 2014).
Segundo a Aluminum Association (AA), as ligas de alumínio são divididas conforme sua condição, sendo que as ligas trabalhadas são aplicadas em trabalhos mecânicos e destinadas para produção de componentes via fundição (DAVIES, 1993). As ligas são classificadas de acordo com seus elementos majoritários, por meio de um sistema numérico de quatro dígitos que, no caso de ligas para fundição, seguem as categorias abaixo:
1XX.X: Mínimo de 99% de alumínio (em peso);
2XX.X: Cobre (Cu);
3XX.X: Silício (Si), com adição de Cu e/ou Mg;
4XX.X: Silício (Si);
5 XX.X: Magnésio (Mg);
6 XX.X: Não utilizada;
7 XX.X: Zinco (Zn);
8 XX.X: Estanho (Sn);
Os principais empregos destas ligas vão desde aplicações como utensílios domésticos, carrocerias de ônibus, embarcações, construção civil, até fins mais específicos como equipamentos para a indústria alimentícia e química e na confecção de peças sujeitas aos mais elevados esforços mecânicos como na indústria aeronáutica e militar (CAYLESS, 1992).
A liga estudada no presente trabalho é a liga A356 que apresenta como elemento majoritário o silício (Si), além da adição de elementos como cobre (Cu) e magnésio (Mg). O silício tem como característica aumentar a fluidez do alumínio líquido, melhorar a resistência a trincas de contração durante o resfriamento e reduzir a porosidade nas peças fundidas. Já a adição de cobre, melhora a usinabilidade e aumenta a resistência mecânica, enquanto que a adição de magnésio aumenta a dureza e resistência nas ligas tratadas termicamente.
É preciso ressaltar, no entanto, que o principal problema encontrado em tais ligas é a presença de porosidade e, apesar da tecnologia de processamento no estado semissólido sanar parte deste problema, não o elimina completamente.
2.2 Porosidade nos metais
A porosidade é um defeito encontrado nos materiais metálicos, caracterizado pela presença de vazios na sua estrutura, sendo resultado da interação de mudança de volume, nucleação e crescimento de fase sólida, difusão de elementos dissolvidos e a interação de superfícies interfásicas (ATWOOD, 2003).
Os metais no estado líquido tendem a absorver gases da atmosfera, sendo que as ligas de alumínio apresentam grande solubilidade de hidrogênio no estado líquido (acima de 660°C). Com isso, durante a solidificação, cerca de 95% do hidrogênio é segregado para as últimas porções de líquido, atingindo teores elevados e promovendo a formação de porosidades em regiões interdendríticas.
A presença de porosidade em um componente pode comprometer a resistência mecânica do mesmo podendo levar o material à falha sob cargas e/ou tempos inferiores ao previsto. Com isso, dois problemas surgem no material junto com a porosidade: a limitação de seu alongamento, que diminui a ductilidade do mesmo; e a presença de concentradores internos de tensão, que podem servir para a
nucleação de trincas na peça, propiciando a piora das propriedades de resistência à fadiga do material (COUPER, 1990).
Lee (2001) faz uma revisão ampla quanto à porosidade existente nas ligas Al-Si. Ele relata que apesar de existirem vários métodos para a compreensão e eliminação em partes dos problemas relacionados com a porosidade, ainda não se encontrou um método eficaz para a solução desse problema.
Cáceres et al. (1999) avaliaram a porosidade da liga de alumínio A356.2 pela adição de cobre. A quantidade de cobre, em porcentagem em massa (wt%), variou entre 0 a 1wt% e se verificou que a partir de 0,2wt% de adição do mesmo há o aparecimento da porosidade no material.
Samuel (2008) estudou o efeito da porosidade em cinco diferentes ligas de fundição Al-Si, com teores que variaram de 7wt% a 17wt%Si, por meio de ensaios de fadiga e verificou que a porosidade é a principal responsável pela diminuição da resistência à fadiga do material, uma vez que 90% de todas as amostras examinadas tenderam à fratura como resultado deste defeito microestrutural.
Koutiri et al. (2013) mostraram, por meio de uma análise de raio-x, o tamanho, a forma e a distribuição da porosidade e que o início das trincas de fadiga ocorreram nas microporosidades.
Mattos et al. (2010) observaram nos ensaios de fadiga que a porosidade superficial foi o principal fator para iniciar a falha por fadiga. Além disso, outros fatores como inclusões de óxidos de silício, tamanho de partículas e partículas de ferro intermetálicos não influenciaram na vida em fadiga, pois as trincas tiveram início nos poros do material.
Gao et al. (2004) mostraram que a porosidade é o principal fator responsável pela falha em fadiga da liga A356-T6. Uma análise por elementos finitos demonstrou que os poros que causaram a iniciação da trinca e, consequentemente, à falha são grandes e se localizam perto da superfície da amostra, induzindo uma concentração de tensão muito maior do que em outros poros.
Ammar et al. (2007) concluíram que a porosidade da superfície é o principal local para o início das trincas de fadiga nas ligas de fundição, uma vez que a porosidade superficial cria regiões de alta concentração de tensão. A formação de porosidade deve-se à contração de volume que acompanha a solidificação, bem como a mobilidade insuficiente do metal líquido (má alimentação). Além disso, outro
fator é o aprisionamento de gás, principalmente hidrogênio, resultante de um decréscimo na solubilidade do gás no sólido do metal em comparação com o líquido. Karamouz et al (2013) mostram a influência da concentração de lítio (Li) nas propriedades do material. Com o aumento da concentração de lítio, o nível de porosidade aumenta devido ao aumento da solubilidade do hidrogênio no alumínio fundido. Consequentemente, há uma maior formação de poros, maior concentração de tensão e diminuição da dureza.
2.3 Reofundição e Tixoconformação
Os termos reofundição e tixoconformação são as designações simplificadas da tecnologia que se aplica à obtenção de componentes a partir da conformação de ligas no estado semissólido. Enquanto a reofundição refere-se à obtenção de peças a partir do líquido, a tixoconformação faz o caminho inverso, usando matéria-prima inicialmente sólida (FLEMINGS, 1991; BROWN, 1993; KAPRANOS, 2000; WANG, 2002; ATKINSON, 2005).
Na tixoconformação é permitido utilizar algumas técnicas de conformação, como o tixoforjamento, a tixoinjeção e a tixoextrusão.
O tixoforjamento é o processo no qual o material é aquecido no estado semissólido, geralmente em frações líquidas entre 30% e 50%, e conformado nas matrizes de forjamento. Neste processo, reduz-se a quantidade de material, pois o lingote é inserido diretamente na matriz (ATKINSON, 2005). Na tixoinjeção, o material semissólido é reaquecido com altas porcentagens de fração líquida, em torno de 50% a 90%, injetado para dentro de uma matriz fechada e resfriada sob pressão. Por fim, na tixoextrusão o material é aquecido no estado semissólido, em baixas frações líquidas, em torno de 10% a 50%, inserido no maquinário e extrudado, solidificando completamente dentro da matriz, permitindo a utilização ou não de spray resfriador sobre a peça. A Figura 2.1 apresenta a distinção entre reofundição, tixoforjamento e tixofundição.
Figura 2.1. Ilustração esquemática das diferentes rotas de processamento no estado semissólido (ATKINSON, 2005).
Atkinson (2005) cita como vantagens, na utilização do processamento dos materiais no estado semissólido, a sua eficiência energética, uma vez que não há necessidade de se manter o material no estado líquido por muito tempo; as altas taxas de produtividade, devido à possibilidade de se trabalhar com menores temperaturas, os tempos de solidificação são reduzidos, permitindo assim uma maior produção para um mesmo intervalo; o preenchimento suave do molde sem aprisionamento de ar, conferindo melhor qualidade ao produto; o aumento da vida útil da matriz, devido ao uso de temperaturas de processo mais baixas quando comparadas com os processos convencionais, reduzindo assim o desgaste nas matrizes; a obtenção de componentes near net shape (componentes próximos à forma final); e maior flexibilidade de geometrias e eliminação de defeitos internos e de tensões residuais.
2.4 Mecanismos de formação de estruturas globulares
As matérias-primas empregadas no processo de tixoconformação podem ser obtidas por meio do processamento durante a solidificação e do processamento posterior à solidificação. Em ambos os casos, os processos visam à modificação da
morfologia da microestrutura em formação, ou já formada de dendrítica para globular. Nestes processos, a globularização apenas parcial já é suficiente, pois, em geral, os processos posteriores ao de tixoconformação implicarão no reaquecimento desta matéria-prima a uma temperatura intermediária entre solidus e liquidus para viabilizar a conformação, o que implicará na continuidade do fenômeno de globularização da fase primária (FLEMINGS, 1991; ZOQUI, 2001).
Dentre os processos que ocorrem durante a solidificação, existe ainda uma subdivisão entre processos que interferem no crescimento e processos que interferem na nucleação. Os processos que interferem no crescimento são os mecanismos de globularização e o engrossamento. Esses mecanismos atuam no líquido em solidificação de maneira a inibir ou suprimir o crescimento dendrítico por meio de uma grande agitação que gera a ruptura da estrutura já formada, e sua globularização ocorre por mecanismos de redução de energia superficial (FLEMINGS, 1991).
O mecanismo de globularização ocorre a partir do engrossamento das dendritas em meio líquido. Este fenômeno ocorre a partir de dendritas equiaxiais que estão em crescimento no líquido, resultantes de ramos desprendidos ou mesmo dendritas originais, sendo engrossadas pelos mecanismos de transferência de massa.
A Figura 2.2 apresenta toda a evolução estrutural durante a solidificação sob vigorosa agitação. Segundo Flemings (1991), a dendrita se forma de acordo com vários mecanismos, podendo ser pela recristalização do material, pela quebra de braço de outras dendritas ou pela refusão de braços dendríticos, como ilustrado em (a). Estes fragmentos dendríticos continuam a crescer como ilustrado em (b). Com agitação contínua e o tempo de solidificação, a estrutura dendrítica se transforma em uma estrutura de roseta, como ilustrado em (c). Durante o resfriamento se obtêm outra estrutura de roseta como pode ser visto em (d). Com resfriamento lento ocorre a transformação de roseta para esfera (globular) como ilustrada em (e).
Figura 2.2. Evolução da estrutura durante a solidificação sob agitação: (a) fragmento inicial da dendrita; (b) crescimento da dendrita; (c) estrutura de roseta; (d) roseta
durante o resfriamento; (e) estrutura globular (ATKINSON, 2005).
Os dois principais mecanismos de engrossamento são: 1. Ostwald Ripening e; 2. Coalescência.
O mecanismo de engrossamento por Ostwald Ripening consiste na dissolução de ramos menores e deposição dos mesmos nos ramos maiores, tendo como resultado uma redução do número de ramos dendríticos e o aumento da distância entre eles, conforme pode ser visto nos três modelos propostos por Kattamis et al. (1967) e Kahlweit (1968), apresentados na Figura 2.3.
O mecanismo de engrossamento por coalescência consiste na aglomeração de ramos dendríticos secundários, esse mecanismo foi proposto por Young et al. (1994) e Kirkwood (1992), e Genda et al. (1987), conforme pode ser visto na Figura 2.4. Esta aglomeração resulta na supressão de superfícies de separação, levando a coalescência de dois ou mais braços em apenas um com maior dimensão.
Ambos os mecanismos são bastante aceitos pela literatura, porém, o proposto por Genda explica a formação do entrapped liquid apresentado por Flemings, este está presente em praticamente todas as estruturas semissólidas pesquisadas até o momento (ZOQUI, 1995).
. Figura 2.3. Esquema geral dos mecanismos de engrossamento dendrítico de
Ostwald ripening: (a) e (b) Kattamis et al. (1967); (c) Kahlweit (1968).
Figura 2.4. Esquema geral dos mecanismos de engrossamento dendrítico por coalescência: (a) Young et al (1994) e Kirkwood (1994, 1992); (b) Genda (1987).
Segundo Tzimas (TZIMAS, 2000) os fenômenos de Ostwald Ripening e de Coalescência operam simultaneamente e independentemente. Sabendo que a coalescência é proporcional ao número de grãos adjacentes, espera-se que esse mecanismo seja predominante em situações com baixas frações líquidas e curtos tempos de tratamento, e que o mecanismo de Ostwald Ripening seja predominante em situações de altas frações líquidas e longos tempos.
Tendo em vista que a estrutura globular das pastas semissólidas é o resultado do rompimento de ramos dendríticos, pode-se supor que tais fenômenos possam ser promovidos também a partir de uma estrutura dendrítica.
Para modificar a morfologia da microestrutura da matéria-prima, podem-se utilizar agentes químicos e físicos, que irão interferir na nucleação (surgimento de pequenos núcleos por todo o material no estado semissólido), ou no crescimento dos grãos (alteração da microestrutura de dendrítica para globular), bem como os dois efeitos juntos (ATKINSON, 2005). Fan (2002) e Atkinson (2005) apresentam alguns desses agentes e suas características, dentre os quais se podem citar:
Agentes químicos:
Escolha adequada dos componentes da liga, de forma que se possa trabalhar numa faixa de temperatura larga o suficiente dentro do intervalo entre as temperaturas solidus e liquidus do diagrama de fase, possibilitando um controle razoável durante os processos industriais;
Por ultrarrefino de grão: uso de nucleantes uniformemente distribuídos (por exemplo: Ti e B) e em quantidades pequenas para não modificar significantemente a composição da liga. Esses nucleantes tendem a propiciar a iniciação de cristalizações de núcleos da fase primária e a se associar quimicamente, por exemplo, nas ligas de alumínio com os nucleantes titânio (TiAl3) e boro (TiB2);
Partículas em suspensão (contaminações do molde, de rotores ou oriundas da matéria-prima utilizada e óxidos da liga) que servem também como apoio à formação dos núcleos primários.
Agentes físicos:
i. Mecânica: rotores diversos, horizontais ou verticais, como pás, rodas dentadas, parafusos associados ou não a um sistema posterior de pistão;
ii. Eletromagnética: utilização de campo eletromagnético para gerar correntes convectivas no fluido por meio de bobinas enroladas ao redor do molde na posição horizontal, vertical, oblíqua ou mesclada;
iii. Ultrassom: vibração direta pela via da inserção de um piezoeletrodo dentro do molde;
iv. MHD: magneto hidrodinâmica;
v. Processos diversos de conformações plásticas: rolos compressores, prensas, pistões e extrusoras;
vi. Borbulhamento de gás inerte no metal líquido: por exemplo, Argônio (Ar);
Controle da temperatura de vazamento da pasta;
Escolha da temperatura do molde;
Diversas maneiras de pré-refrigeração: antes de entrar no molde, passar por uma placa com furos ou derramar a pasta sobre uma pequena rampa, ambos refrigerados;
Compreensão dos parâmetros termodinâmicos envolvidos, como:
i. Transferência de calor metal/molde: dependente dos valores relativos de condutividade térmica dos materiais envolvidos;
ii. Liberação de calor latente para grandes aglomerados de grãos da fase primária;
iii. Segregação soluto/solvente: dependente do diagrama de fase da liga e das concentrações envolvidas;
iv. Correntes convectivas e seus efeitos de arraste soluto/solvente (Ostwald ripening e coalescência) ou do arraste dos novos núcleos para outras regiões da peça.
Kang et al. (1999) realizaram testes de compressão a quente em ligas AA356 semissólidas. Neste trabalho os autores comparam a curva tensão-deformação, de metais com estrutura globular (caracterizados como metais semissólidos) com materiais de comportamento sólido, e notaram que o material no estado sólido
apresentou um aumento da tensão com o aumento da deformação, devido à deformação plástica e ao encruamento. Já para o material no estado semissólido, o comportamento é bem diferente, apresentando uma tensão muito menor. No início do ensaio de compressão a quente ocorre a desaglomeração dos grãos sólidos, e em seguida ocorre o escoamento do material, então começa a ocorrer a expulsão do líquido para a periferia da amostra e, por fim, após praticamente todo líquido ser expulso, ocorre a deformação sólido-sólido. Sendo que da desaglomeração até o fim da expulsão da fase líquida, a tensão tende a cair.
2.5 Fadiga
Desde 1850, é conhecido o fato de que um metal submetido a uma tensão repetida ou flutuante romperá a uma tensão muito inferior àquela necessária para ocasionar fratura devido à aplicação de uma carga estática. As falhas mecânicas decorrentes destas condições de carregamento dinâmico são chamadas falhas por fadiga, em virtude de serem observadas geralmente após um período de serviço considerável (Dieter, 1981).
Estima-se que 80% das falhas das máquinas sejam devido à fadiga. Com isso, o objetivo mais importante dos ensaios de fadiga é construir um conhecimento básico que irá contribuir para o design, construção e manutenção dos mecanismos e estruturas, de modo que fiquem livres de possíveis falhas e, ao mesmo tempo, sejam eficientes e econômicas (Manual on Fatigue Testing, 1949).
A falha por fadiga é de natureza frágil, mesmo em metais dúcteis, uma vez que há pouca deformação plástica generalizada associada com a falha. O processo ocorre pela iniciação e propagação de trincas e, em geral, a superfície de fratura é perpendicular à direção de uma tensão de tração aplicada.
Um metal rompe-se por fadiga, quando a tensão cíclica, aplicada a ele, tem uma flutuação suficientemente grande e é maior que um valor característico de cada metal, denominado limite de fadiga, o qual pode ser determinado mediante um ensaio de fadiga. A ruptura geralmente ocorre quando o número de ciclos de tensão aplicada é também suficientemente grande (Souza, 1982).
Robelet et al. (2006) estudaram a estrutura metalúrgica e as propriedades mecânicas de aços tixoforjados. Em relação à fadiga, ensaios com solicitações de
flexão mostraram que estruturas metalúrgicas com grãos refinados, obtidos após o tixoforjamento, apresentaram excelentes resultados.
2.6 Definições e simbologia de fadiga
A seguir são fornecidas as definições com a respectiva simbologia das tensões utilizadas no estudo e no ensaio de fadiga. Os índices dos símbolos são os mesmos utilizados pela ASTM no seu Manual on Fatigue Testing, de 1949.
A figura 2.5 mostra três dos diversos ciclos de tensões possíveis para os ensaios de fadiga encontrados na prática e nos laboratórios em geral. Esses ciclos são do tipo regular, isto é, repetitivos ou alternativos e com todas as características constantes. Tais ciclos são encontrados na maioria das máquinas de ensaio de fadiga, as quais mantêm uma velocidade constante durante cada teste (Souza, 1982).
Figura 2.5. Ciclos regulares de tensões: (a) tensão reversa; (b) tensão repetida (campo de tração); e (c) tensão repetida (campos de tração e compressão) (Souza,
1982).
Os ciclos da Figura 2.5 são completamente reversos de forma senoidal, sendo que em (a) observa-se um ciclo onde as tensões máxima e mínima são iguais e de sinais opostos. Já em (b), todas as tensões são positivas e as tensões máxima e mínima são desiguais, enquanto que em (c), tem tensões positivas e negativas e tensões máxima e mínima também desiguais.
A tensão máxima, , é o maior valor algébrico da tensão no ciclo e a tensão mínima, , é o menor valor algébrico. O intervalo de tensão, , é a diferença algébrica entre e , a amplitude de tensão alternativa, , é a metade de ,
a tensão média, , é a média algébrica entre e .
O limite de fadiga, , é definido como o valor limite da tensão, abaixo da qual o material pode suportar um número infinito de ciclos de tensões sem se romper. Genericamente, a resistência de um material à fadiga, , é o valor máximo da tensão suportada para um dado número de ciclos, sem romper.
O número de ciclos de tensões suportado pelo corpo de prova até a fratura é designado por N. Esse número é contado na própria máquina de fadiga e representa a soma do número de ciclos para iniciar uma trinca de fadiga mais o número de ciclos para propagar a trinca pelo material.
2.7 A curva S-N
O método mais básico de apresentação de dados experimentais de fadiga é pela curva S-N, ou curva de Wӧhler, onde é lançada em gráfico a tensão S contra o número de ciclos necessários para a fratura N. Normalmente, emprega-se uma escala logarítmica para N (Dieter, 1981). A escala logarítmica facilita a comparação de dados, pois fornece curvas de diversos materiais com a mesma forma, além de facilitar e diminuir a escala de N.
A Figura 2.6 apresenta alguns exemplos de curvas S-N. Nela, é possível verificar que para os aços, a curva apresenta um patamar que corresponde ao limite de fadiga do material, , mas para as ligas não ferrosas em geral, como uma liga de alumínio, por exemplo, esse patamar não está presente.
Figura 2.6. Exemplos práticos de algumas curvas S-N (Souza, 1982).
Para o caso de existir o patamar, constatou-se que basta ensaiar o corpo de prova até 10 milhões de ciclos de tensão e se até esse número não houver ruptura, a tensão correspondente será o limite de fadiga. Para o caso do metal não apresentar esse patamar, deve-se levar o ensaio até 50 milhões ou mesmo em certos casos até 500 milhões de ciclos fixando-se a tensão correspondente a esse valor máximo de N ensaiado como o limite de fadiga desse material (Souza, 1982).
Como uma ruptura por fadiga depende de inúmeros fatores e para se traçar um diagrama S-N é necessário uma quantidade muito grande de corpos de prova, diversos métodos de ensaio e de apresentação dos resultados foram desenvolvidos, dentre os quais se podem citar:
Método estatístico para o limite de fadiga;
Método estatístico para a resistência à fadiga;
Método de Smith – Peterson-Goodman;
Método gráfico de Haigh-Soderberg.
Dentre os métodos apresentados, o método estatístico para o limite de fadiga mostrou-se um método mais apropriado para o trabalho em questão, sendo melhor explicado a seguir.
2.8 Método estatístico para o limite de fadiga
Métodos especiais baseados na estatística indicam o limite de fadiga de uma forma mais rápida e com maior precisão. Dentre os métodos existentes, o método “escada” desenvolvido por Dixon e Mood, em 1948, é um método de fácil aplicação e que não exige muitos corpos de prova para a obtenção do limite de fadiga.
O método consiste em ensaiar um corpo de prova a um valor da tensão próximo do valor estimado do limite de fadiga para economia de tempo. Caso o corpo de prova se rompa, após atingir um número, N, menor que 10 milhões de ciclos, diminui-se a tensão de um valor fixo e que deve ser mantido constante no decorrer dos ensaios. Esse processo é seguido, sempre abaixando a tensão do mesmo valor, até conseguir uma tensão que não rompa o corpo de prova após 10 milhões de ciclos. A seguir, eleva-se novamente a tensão do mesmo valor fixo e prossegue-se ensaiando os corpos de prova até conseguir outra vez uma tensão que rompa o corpo de prova. Atingindo esse valor, decresce-se a tensão e assim por diante. Conforme os autores do método, até 25 corpos de prova devem ser ensaiados dessa maneira “em escada” (Souza, 1982).
No entanto, Brownlee et al (1953) observaram que o método de Dixon e Mood apresenta resultados confiáveis quando são ensaiados de 5 a 10 corpos de prova. De fato, a Japan Society of Mechanical Engineers (JSME, 1987) recomenda uma escada de 6 amostras para a determinação do limite de fadiga.
A Figura 2.7 apresenta um caso hipotético onde foram ensaiados 18 corpos de provas segundo o método “escada”.
Figura 2.7. Método “escada” para determinação do limite de fadiga proposto por Dixon & Mood (1948) (Souza, 1982).
Para se determinar o limite de fadiga médio, baseia-se no evento que ocorreu em menor número e constrói-se uma tabela auxiliar. No caso da figura 2.7, o evento que ocorreu em menor número foi a não ruptura do corpo de prova e sua tabela auxiliar é apresentada na Tabela 2.1.
Tabela 2.1. Tabela auxiliar para o caso hipotético da figura 2.7 (Souza, 1982).
Tensão (kgf/mm²) i . 33,00 3 1 3 9 32,00 2 2 4 8 31,00 1 4 4 4 30,00 0 1 0 0 Total - N = 8 A = 11 B = 21
Na Tabela 2.1, i=0 significa a menor tensão ensaiada onde não ocorreu ruptura, o valor seguinte onde não ocorreu ruptura é i=1 e assim por diante. é o número de corpos de prova que não romperam com as tensões ensaiadas. N, A e B representam respectivamente a soma de , e .
As Equações 2.1, 2.2 e 2.3 fornecem as fórmulas para o cálculo do limite de fadiga médio, , e o desvio padrão, δ.
+ d( Equação 2.1
δ = 1,620d( + 0,029), sendo maior que 0,3. Equação 2.2
δ = 0,53d, sendo menor que 0,3. Equação 2.3
Nessas expressões, d é o incremento fixo crescente ou decrescente da “escada” e é o valor da tensão para i=0, isto é, “o degrau inferior da escada”. É de se notar que o sinal + da Equação 2.1 é usado quando se consideram os corpos de prova não rompidos e o sinal -, para análise baseada nos corpos de prova rompidos.
O método proposto destina-se a lidar com situações em que a tensão inicial está a mais de dois passos de distância da verdadeira média. Nesse caso, os pontos de dados iniciais provavelmente serão uma série de sobreviventes (no caso da tensão inicial for muito baixa) ou falhas (se for muito alta). Pode-se simplesmente aplicar as Equações 2.1 e 2.2 ou 2.3 sobre todo o conjunto de dados, ou ignorar esses pontos iniciais com o mesmo resultado e usar as equações para os dados que começam no primeiro ponto em que o resultado muda de sobrevivência para falha ou vice-versa. Assim sendo, o primeiro corpo de prova válido e que entra no cálculo é o que tiver resultado oposto (falha ou não) em relação ao próximo, com diferença de um incremento, de modo que o ensaio comece perto da média verdadeira (Pollak, 2005).
Pessoa et al (2016) utilizaram o método de Dixon e Mood para estudar a influência dos efeitos de entalhe, criados pelo processo de corte a laser, sobre o comportamento de fadiga do aço inoxidável austenítico. Ao realizar cortes em materiais com maiores espessuras, observou-se um aumento da rugosidade superficial, afetando negativamente as propriedades mecânicas, em particular, a fadiga.
Tański et al. (2014), estudaram o comportamento de fadiga do aço inoxidável duplex sinterizado. Os testes de fadiga foram baseados no método de Dixon e Mood, ensaiando-se 18 corpos de prova e o limite de fadiga e o desvio padrão obtidos pelas Equações 2.1 e 2.2, respectivamente. De acordo com os resultados obtidos, o método se mostrou notavelmente preciso e eficiente em termos de quantificação do limite de fadiga.
2.9 Máquinas e corpos de prova para ensaio de fadiga
Segundo o Manual on Fatigue Testing, de 1949, da ASTM, as máquinas de ensaio de fadiga podem ser classificadas de acordo com:
Tipo de carregamento: carregamento constante ou deslocamento constante;
Tipo de tensão: flexão, torção, etc.;
Característica do projeto: mecânica, hidráulica, magnética, etc.;
A classificação mais geral designa as máquinas como sendo de carregamento constante ou deslocamento constante. As características que distinguem essas duas máquinas são:
Carregamento constante:
a) Carga aplicada ou amplitude de carregamento é constante ao longo do teste;
b) Após o início da trinca de fadiga, a sua taxa de propagação geralmente aumenta.
Deslocamento constante:
c) Deformação aplicada ou amplitude de deformação é constante ao longo do teste;
d) Carregamento no corpo de prova é reduzido após o início da trinca de fadiga e a taxa de propagação é geralmente reduzida.
Como resultado das condições b) e d), a forma da curva S-N será diferente quando obtida sob carregamento constante se comparado com a de deslocamento constante. Já a influência do tipo de carregamento só pode ser avaliada introduzindo o tempo no qual ocorre o início da trinca de fadiga (Manual on Fatigue Testing, 1949).
Uma consideração importante, em qualquer máquina, é a forma usada para medir e manter a força atuando no material que está sendo testado. Máquinas de carregamento constante, do tipo mecânica, usam forças de inércia, peso morto ou um sistema de mola com uma constante elástica pequena, a qual permite uma avaliação prática da força sobre o corpo de prova (Manual on Fatigue Testing, 1949).
Geralmente, as tensões aplicadas pelas máquinas mais encontradas na prática são do tipo torção, flexão rotativa ou tração-compressão. Todas as máquinas interrompem o seu funcionamento no mesmo instante em que ocorre a ruptura do corpo de prova (Souza, 1982).
Em relação ao corpo de prova de fadiga, existem diferentes modelos que variam de acordo com a máquina e o tipo de ensaio que se deseja realizar. O Quadro 2.1 apresenta alguns tipos de ensaios, as máquinas utilizadas nesses ensaios e seus respectivos corpos de prova que constam no Manual on Fatigue
Quadro 2.1. Tipos de ensaio, máquinas e corpos de prova de fadiga (Manual on Fatigue Testing, 1949).
ENSAIO MÁQUINA CORPO DE PROVA
Rotating-Bending Machines Repeated-Bending Machines Axial-Load Machines Torsion Machines
Capítulo 3
PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL
A parte experimental deste trabalho, em sua maioria, foi realizada no Laboratório de Processos Metalúrgicos de Fabricação do Departamento de Engenharia de Manufatura e Materiais da Faculdade de Engenharia Mecânica da Universidade Estadual de Campinas (DEMM/FEM/UNICAMP) e no Laboratório de Caracterização de Materiais do Departamento de Engenharia de Materiais da Faculdade de Engenharia Mecânica da Universidade Estadual de Campinas (DEMa/FEM/UNICAMP). As etapas básicas dos procedimentos experimentais e das análises relativas estão descritas no fluxograma da Figura 3.1.
3.1 Caracterização termodinâmica
A liga estudada no presente trabalho foi a liga A356 que apresenta como elemento majoritário o silício (Si), além da adição de elementos como cobre (Cu) e magnésio (Mg).
O intervalo de temperatura entre as linhas solidus e liquidus, zona onde a liga se apresenta em equilíbrio entre as fases sólida e líquida, é essencial para a determinação da temperatura de trabalho nos processos de tixoconformação, pois é nesse intervalo que o material se apresenta em estado de pasta semissólida com estrutura globular.
Há duas maneiras de se obter as temperaturas solidus e liquidus, uma pelo ensaio DSC (differential scanning calorimetry), que mede a diferença de energia necessária para aumentar a temperatura da amostra a ser estudada e de uma referência em função da temperatura com ambas submetidas ao mesmo programa térmico durante a análise, e outra pela simulação com o software Thermo-Calc®, que fornece a curva de fração líquida em função da temperatura do material.
Proni (2014) realizou os dois métodos para a obtenção do intervalo de temperatura das linhas solidus e liquidus para a liga A356, obtendo 565°C pra a linha solidus e 616°C para a liquidus. Esses resultados foram considerados para a determinação das temperaturas de trabalho que foram adotadas nos processos de tixoforjamento.
3.2 Produção dos lingotes
Primeiramente, a produção dos lingotes foi feita de modo a se comparar diferentes processos que modificam a morfologia da microestrutura e influenciam na porosidade do material. Além disso, sabendo que uma microestrutura refinada apresenta melhores propriedades mecânicas, em todos os lingotes foi adicionado refinador de grão (Al - 5,0wt%Ti - 1,0wt%B) em uma proporção de 4% em massa em relação à massa fundida (Lourençato, 2008).
Assim sendo, compararam-se lingotes produzidos por quatro métodos diferentes:
Refinador de grão, ultrassom e borbulhamento de gás I.
Refinador de grão e borbulhamento de gás I;
Refinador de grão e borbulhamento de gás II;
Onde a diferença entre borbulhamento de gás I e II foi a vazão utilizada em cada processo, sendo que a vazão em II era maior que a vazão em I. Isso foi feito de modo a verificar a relação entre a vazão de gás borbulhada na amostra e a porosidade da mesma.
Os lingotes foram produzidos em forno resistivo do tipo poço, no qual o material foi fundido em aproximadamente 700ºC, em cadinhos de carbeto de silício. Na superfície interna destes, foi aplicado QF180 (cimento à base de fibra cerâmica silício aluminiçosa).
No primeiro caso, após a fusão do material, adicionou-se o refinador de grão seguido da aplicação de ultrassom por 30 segundos e, logo em seguida, vazamento do material na lingoteira.
No segundo caso, após a fusão do material, fez-se o borbulhamento de gás I por um tempo de 5 minutos, seguido da adição de refinador de grão, aplicação de ultrassom por 30 segundos e vazamento do material na lingoteira.
Já no terceiro e último casos, após a fusão do material, fez-se o borbulhamento de gás por um tempo de 5 minutos, evitando assim que a amostra oxide e perca muita temperatura, seguido da adição de refinador de grão e vazamento na lingoteira. O gás utilizado no borbulhamento foi o Argônio Ultra Seco com grau de pureza 5P, o qual era borbulhado na amostra por um tubo de aço inoxidável, isolado por QF180 para não contaminar a amostra, de 8mm de diâmetro. A vazão utilizada no caso do borbulhamento de gás I foi de 1,75l/min, enquanto que no caso II foi de 2,5l/min.
A lingoteira utilizada é uma lingoteira metálica refrigerada a água, a uma vazão de 30l/min, que é envolta por bobinas do indutor eletromagnético. Seu diâmetro interno mede 30mm e seu comprimento é de 300mm.
Proni (2014) determinou a faixa de temperatura de vazamento para a produção em série de lingotes da liga A356. Levando isso em consideração, todos os lingotes produzidos foram vazados com uma temperatura no intervalo de 670ºC a 680ºC.
Após a produção de um lingote de cada caso, fez-se uma análise da microestrutura e da porosidade a fim de se produzir lingotes pelo método que
apresentasse os melhores resultados. A análise foi feita com amostras sem e com tratamento térmico de globularização.
Sabendo o melhor método para se produzir os lingotes, a homogeneidade foi verificada, em relação à microestrutura, para saber qual o comprimento útil do lingote para os ensaios de tixoforjamento.
Nos ensaios de tixoforjamento foram utilizados tarugos de 30mm de diâmetro por 75mm de comprimento, enquanto o lingote produzido possuía 30mm de diâmetro e um comprimento máximo de 300mm. Desse comprimento, descartou-se uma pequena parte de uma das extremidades, devido à formação de rechupe, sendo possível obter até 3 tarugos por lingote, confirmada a sua homogeneidade. Para isso, foi feita uma análise microestrutural de 3 regiões do lingote, presentes nos possíveis tarugos.
A partir da extremidade lisa e sem formação de rechupe, analisaram-se regiões localizadas a 30mm, 100mm e 170mm dessa extremidade, tanto no sentido transversal como longitudinal. A Figura 3.2 detalha melhor essas regiões analisadas. Vale ressaltar que todos os processos foram feitos no Laboratório de Processos Metalúrgicos de Fabricação do DEMM/FEM/UNICAMP.
Figura 3.2. Regiões 1, 2 e 3 analisadas na verificação da homogeneidade do lingote.
3.3 Tratamento térmico de globularização
O tratamento térmico de globularização teve como objetivo globularizar total ou parcialmente a estrutura do material estudado, o que permitiu estudar sua evolução
morfológica, bem como relacionar sua estrutura a suas propriedades mecânicas e reológicas. Os tratamentos térmicos de globularização foram realizados no Laboratório de Tixoconformação do DEMM/FEM/UNICAMP em um forno de indução da empresa Norax Canada Inc..
Foram feitos dois estudos da evolução morfológica da liga estudada. O primeiro foi realizado com 3 amostras de cada um dos lingotes produzidos pelas quatro formas já citadas anteriormente, totalizando 12 amostras, com o objetivo de verificar a microestrutura e porosidade dos lingotes.
No segundo, utilizaram-se os tarugos, também citados anteriormente, que serão tixoforjados, após o tratamento térmico, para a produção de corpos de prova e análise de sua microestrutura, porosidade e propriedades mecânicas.
As amostras do primeiro possuíam 30mm de diâmetro por 30mm de altura, enquanto que as do segundo possuíam 30mm de diâmetro e 75mm de comprimento.
Em todas as amostras foi feito um furo de 3mm de diâmetro e 18mm de profundidade no centro da amostra, para a inserção de um termopar tipo K, Cromel Alumel, que mede a temperatura da amostra durante o tratamento.
Para o reaquecimento das amostras utilizou-se uma bobina com diâmetro interno de 87mm e altura de 72mm, no primeiro estudo, e uma bobina de 39mm de diâmetro interno e 156mm de comprimento no segundo estudo.
Brollo (2017) propôs um método alternativo para identificar as temperaturas críticas na análise de tixoconformabilidade do material, sendo a liga A356 um dos materiais analisados. Baseado em seus resultados, a temperatura fixada no presente trabalho para o tratamento térmico de globularização foi de 585°C. Devido à dificuldade em se manter a temperatura constante, adotou-se um intervalo de temperatura para o tratamento térmico de globularização de 585ºC a 590ºC, o qual corresponde de 62% a 66% de fração líquida, respectivamente. Neste intervalo, a amostra apresentou boa tixoconformabilidade, ou seja, bom comportamento reológico.
No caso do primeiro tratamento térmico, foram estudadas 3 condições com 1 amostra de cada lingote para cada condição, totalizando 12 ensaios. Na primeira condição, após as amostras alcançarem a temperatura de 585ºC, elas foram resfriadas em água na tentativa de se “congelar” a estrutura, possibilitando analisar
o efeito do tratamento térmico de globularização e a presença de porosidade na microestrutura. Essa condição é definida como sem manutenção de tempo ou condição de 0s.
Já na segunda e terceira condição, após as amostras alcançarem a temperatura de 585ºC, elas foram mantidas nessa temperatura por um intervalo de tempo de 30s e 60s, respectivamente, e, em seguida, resfriadas em água, possibilitando analisar o comportamento da porosidade. Após o resfriamento, todas as amostras passaram por preparação metalográfica para caracterização microestrutural.
No segundo caso do tratamento térmico, ao atingir a temperatura de 585ºC, os tarugos foram mantidos no intervalo de temperatura escolhido durante 30s e 60s, com a finalidade de atingir o equilíbrio e homogeneizar a estrutura. Após esse intervalo de tempo, colocou-se o tarugo, ainda aquecido, na matriz da prensa pneumática, onde foi tixoforjado e posteriormente usinado para a confecção dos corpos de prova e análise da microestrutura, porosidade e propriedades mecânicas.
Proni (2014) concluiu que a microestrutura final das ligas de alumínio se mostrou mais refinada e homogênea ao ser utilizado uma taxa de aquecimento ao redor de 50ºC/min, possibilitando a obtenção de peças produzidas mais uniformes e com melhores propriedades mecânicas. Assim sendo, a taxa de aquecimento utilizada no presente trabalho foi de 50ºC/min.
3.4 Caracterização microestrutural
Como já explicado anteriormente, entende-se caracterização macroestrutural a metalografia colorida (com luz polarizada) e caracterização microestrutural a metalografia convencional (sem luz polarizada). O primeiro passo para a caracterização macro e microestrutural foi a preparação metalográfica.
Para a caracterização microestrutural em preto e branco, as amostras foram cortadas, embutidas em baquelite, lixadas com lixa d’água com granulometria de 220, 400, 600, 1200 e 1500, polidas com solução de alumina de 1 µm e um polimento final feito em uma polidora vibratória da marca BUEHLER, modelo Vibromet 2, com amplitude de vibração 60% e utilizando sílica coloidal como
abrasivo. Para a liga estudada não foi necessário utilizar ataque químico para revelar a microestrutura, pois esta ficava visível sem a utilização do mesmo.
Para a caracterização microestrutural colorida, as mesmas amostras já polidas passaram por um ataque químico eletrolítico com deposição de HBF4 (ácido fluorbórico) em solução de 1,8% e tensão de 40V, por aproximadamente 4 minutos, sob agitação moderada e constante.
As etapas de corte e embutimento foram realizadas no Laboratório de Tixoconformação do DEMM/FEM/UNICAMP, enquanto que as etapas de lixamento, polimento e ataque químico foram realizadas no Laboratório de Caracterização de Materiais do DEMa/FEM/UNICAMP.
As imagens da análise microestrutural foram obtidas via microscópio Leica DM ILM do DEMM/FEM/UNICAMP, tanto para as imagens em branco e preto, como para as imagens coloridas. No caso das imagens coloridas, utilizaram-se filtros polarizadores que fazem com que grãos de mesma orientação cristalina apresentem coloração semelhante, tornando sua identificação e, consequentemente, sua caracterização mais fácil.
Para as medições do tamanho das partículas primárias empregou-se o Método dos Interceptos de Heyn, regido pela norma ASTM E112 (ASTM, 1996). A contagem do tamanho dos glóbulos primários foi realizada em cinco diferentes campos de cada micrografia preto e branco, como ilustrado na Figura 3.3 (a), sendo que para cada amostra foram empregadas cinco imagens de diferentes seções desta. Totalizaram, portanto, vinte e cinco contagens de glóbulos primários para cada amostra. O valor da circularidade foi obtido com o auxílio do software ImageJ.
Já a contagem do tamanho dos grãos foi realizada em cinco diferentes campos de cada micrografia colorida, sendo que para cada amostra empregaram-se cinco imagens de diferentes seções desta, como ilustrado na Figura 3.3 (b). Totalizaram, portanto, vinte e cinco contagens de grãos para cada amostra.
Figura 3.3. Ilustração das micrografias realizadas na contagem: (a) dos glóbulos; (b) dos grãos.
3.5 Caracterização da porosidade
Sabendo que a porosidade é o principal fator de influência na vida em fadiga do material, era necessário analisar a porosidade dos lingotes produzidos para determinar o melhor método de produção.
A análise consistiu em medir a porcentagem em área que o poro ocupava na amostra. Essa medição foi baseada na caracterização microestrutural dos lingotes, onde se utilizaram 3 micrografias de cada amostra, de modo que toda a sua área fosse analisada. Para a quantificação dessas áreas utilizou-se o software ImageJ.
Foram analisadas 4 amostras de cada um dos lingotes produzidos em 4 condições diferentes. A primeira condição foi com amostras sem tratamento térmico de globularização, enquanto que nas demais condições, houve tratamento térmico de globularização com 0s, 30s e 60s de manutenção de tempo na temperatura de trabalho.
A partir dos resultados da porosidade, foi possível determinar o melhor método de produção dos lingotes. Além disso, visando estudar o comportamento da porosidade durante o processo de tixoforjamento, analisou-se também a porosidade de amostras tixoforjadas nas duas condições de processamento dos ensaios de tixoconformação, ou seja, 30s e 60s de manutenção de tempo durante o tratamento térmico de globulrização.
