EFEITO DA ADIÇÃO DE CROMO SOBRE A MICROESTRUTURA E
PROPRIEDADES TERMOMECÂNICAS EM LIGAS CU-AL-BE COM
EFEITO MEMÓRIA DE FORMA.
por
Gemierson Valois da Mota Cândido
Dissertação de Mestrado apresentada à Universidade Federal da
Paraíba para obtenção do grau de Mestre.
João Pessoa – Paraíba Agosto, 2010 UNIVERSIDADE FEDERAL DA PARAIBA
GEMIERSON VALOIS DA MOTA CÂDIDO
EFEITO DA ADIÇÃO DE CROMO SOBRE A MICROESTRUTURA E
PROPRIEDADES TERMOMECÂNICAS EM LIGAS CU-AL-BE COM
EFEITO MEMÓRIA DE FORMA.
Dissertação submetida ao Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica – PPEGM – da Universidade Federal da Paraíba para obtenção do titulo de Mestre.
EFEITO DA ADIÇÃO DE CROMO SOBRE A MICROESTRUTURA E
PROPRIEDADES TERMOMECÂNICAS EM LIGAS Cu-Al-Be COM
EFEITO MEMÓRIA DE FORMA.
por
Gemierson Valois da Mota Candido
Dissertação aprovada em X de agosto de 2010 Periodo Letivo 2010.2
COMISSÃO EXAMINADORA:
_____________________________________ Prof. Dr Tadeu Antonio de Azevedo Melo
Orientador
_____________________________________ Prof. Dr Rodinei Medeiros Gomes
Examinador Interno
_____________________________________ Prof. Dr Tiberio Andrade dos Passos
Examinador Externo
_____________________________________ Prof. Dr Liszandra Fernanda Araújo Campos
Examinador Externo
AGRADECIMENTOS
Ao nosso Deus por mais esta oportunidade, aos meus pais que souberam me conduzir para o bem.
A minha amada noiva, que soube transformar momentos de angustias em incentivos para um convívio melhor, pelo seu amor, companheirismos e apoio.
Ao Professor Tadeu Antonio de Azevedo Melo pela orientação, pelos valiosos ensinamentos técnicos, incentivo e amizade e por toda ajuda, na realização deste trabalho.
Ao professor Jackson pelas contribuições dadas ao trabalho e por sua amizade. Ao professor Rodinei Medeiros Gomes, pela competência frente à coordenação de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica.
Aos colegas de mestrado do Laboratório de Solidificação Rápida (LSR), em especial a Danniel Ferreira de Oliveira, Fábio José Carvalho França, Francisco Riccelly Feitosa, pela colaboração, sugestões, idéias e ajuda durante todo esse tempo de trabalho.
Aos técnicos Itânio, Jackson, Josivan.
A todos os alunos de iniciação científica sempre prestativos e participativos nas tarefas de laboratório.
À Universidade federal da Paraíba – Campus I e a CAPES pelo apoio financeiro sem o qual este trabalho não seria possível.
EFEITO DA ADIÇÃO DE CROMO SOBRE A MICROESTRUTURA E
PROPRIEDADES TERMOMECÂNICAS EM LIGAS Cu-Al-Be COM
EFEITO MEMÓRIA DE FORMA.
RESUMO
Neste trabalho foi realizado um estudo experimental sobre a influência do cromo na microestrutura e propriedades termomecânicas em ligas Cu-Al-Be com efeito memória de forma. As composições químicas destas ligas são Cu-11,8Al-0,6Be-XCr; X = 0,1; 0,2, 0,3, 0,5 e 0,05 (% em peso). As amostras foram submetidas à análise por microscopia óptica para determinar o tamanho médio dos grãos, sendo, em seguida, submetidas ao ensaio de tração em temperatura ambiente para obter valores de tensão e deformação, determinação das temperaturas de transformação das fases martensítica e austenítica via analise por DSC,
as quais apresentaram mais baixas, em relação às das ligas sem Cr e como complemento as amostras foram submetidas ao ensaio de dureza. A partir deste dados, foi verificado que a adição cromo como refinadores de grão melhorou as propriedades mecânicas da liga estudada.
EFFECT OF ADDITION OF CHROMIUM ON THE
MICROSTRUCTURE AND PROPERTIES IN
THERMOMECHANICAL ALLOY CU-AL-BE WITH SHAPE
MEMORY EFFECT.
ABSTRACT
This work represents an experimental study on the influence of chromium on
microstructure and thermomechanical properties in alloys Cu-Al-Be with shape memory
effect.The chemical compositions of these alloys are Cu-11,8Al-0,6Be-XCr; X = 0,1, 0,2,
0,3, 0,5 and 0,05 (wt%). The samples were analyzed by optical microscopy to determine
the average grain size, and then subjected to tensile testing at room temperature for values
of stress and strain, determination of transformation temperatures of martensitic and
austenitic phases via analysis by DSC, which showed lower compared to alloys without Cr
and in addition the samples were subjected to hardness testing. From this data it was
found that the addition of chromium as grain refiners improved the mechanical properties
of the alloy studied.
LISTAS DE FIGURAS
Figura 2.1 − Representação esquemática da transformação da fase austenítica para fase
martensítica e o efeito memória de forma. ... 4
Figura 2.2 − Curva de transformação de temperaturas ... 6
Figura 2.3 − Microestruturas mostrando mudança de tamanho de grão com a adição de Cério (a) 0% (b) 0,1%, (c) 0,27%; (d) 0,43%( YANG et al, 2009) ... 8
Figura 2.4 – Curvas de tensão x deformação das ligas 0%, 0,1%, 0,27% e 0,43% de Cerio (YANG et al, 2009) ... 9
Figura 2.5 – Variação da dureza das ligas com 0%, 0,1%, 0,27% e 0,43% de Cerio estabilixada a 0-350°C após têmpera em agua gelada (YANG et al, 2009) ... 10
Figura 2.6 – Variação da dureza das ligas com 0%, 0,1%, 0,27% e 0,43% de Cerio estabilixada a 150-350°C após resfriar em banho de sal (YANG et al, 2009) ... 10
Figura 2.7 – Padrões de difração de raios-X obtidos a partir das amostras para: (a) fases austeníticas e martensíticas da amostra com 0,47%Be e (b) β fase martensítica (18R) para amsotra com 0,42%Be (BALO, CEYLAN, 2002) ... 12
Figura 2.8 – Curva de DSC para amostra recozida a 650°C por 15 minutos e resfriada em água a 97,8°C por 5 minutos, em seguida resfriada em água a temperatura ambiente (BALO, CEYLAN, 2002) ... 13
Figura 2.9 – Imagens das superfícies para: (a) amostra com 0,47 Be com austenita superelástica e martensita 18R com aumento de 100x, (b) aumento de 100x e (c) fase martensítica (18R) para amostra com 0,42%Be com aumento de 200x (BALO, CEYLAN, 2002) ... 14
Figura 2.10 – Difração de raios-X para uma fita de Cu-11,83%Al-0,48%Be para os corpos de prova em forma de fitas (RODRIGUES et al, 2006) ... 15
Figura 3.1 – Forno de indução com potência de saida de 8KVA fabricado pela Politron ... 18
Figura 3.2 – Cotadeira Metalografica, modelo CM80 fabricado pela TECLAGO ... 18
Figura 3.3 – Forno tipo mufla fabricado pela JUNG (SOUZA, 2009) ... 19
Figura 3.4 – Representação do Processo de Metalografia ... 20
Figura 3.5 – Microscópio Ótico de Luz refletida Cral Zeiss, Axiotech 30 ... 21
Figura 3.6 – Difratômetro SIEMENS, modelo D5000 ... 21
Figura 3.9 − Molde para obtenção dos corpos de prova, dimensões em mm ... 24
Figura 3.10 – Corpos de Prova Brutos de Fusão ... 25
Figura 3.11 − Dimensões em mm do corpo de prova para ensaios de tração ... 25
Figura 3.12 – Montagem experimental do corpo de prova dentro da câmara de aquecimento e refrigeração. (OLIVEIRA, 2009) ... 26
Figura 3.13 − Fotografia do Durometro fabricado pela PANAMBRA. ... 27
Figura 3.14 − Representação gráfica das temperaturas de transformação de fase ... 28
Figura 3.15 – DSC – 60 fabricado pela Shimadzu ... 29
Figura 4.1 – Macrografia dos lingotes tratados termicamente: (a) sem Cr, (b) 0,05%Cr, (c) 0,1%Cr, (d) 0,2%Cr, (e) 0,3%Cr, (f) 0,5%Cr (% em peso) ... 31
Figura 4.2 – liga com Cu-11,8%Al-0,6Be sem Cr (OLIVEIRA, 2009) ... 32
Figura 4.3 – Amostra com 0,1%Cr homogeneizada ... 32
Figura 4.4 – Amostra com 0,2%Cr homogeneizada ... 33
Figura 4.5 – Amostra com 0,3%Cr homogeneizada ... 34
Figura 4.6 – Amostra com 0,5%Cr homogeneizada ... 34
Figura 4.7 – Difratograma relativo as ligas Cu-11,8%Al-0,6Be–X%Cr, X=0,1, 0,2, 0,3, 0,5%Cr (% em peso). ... 36
Figura 4.8 – Termograma da liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,1%Cr (% em peso). ... 37
Figura 4.9 − Termograma da liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,2%Cr (% em peso). ... 38
Figura 4.10 − Termograma da liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,3%Cr (% em peso). ... 38
Figura 4.11 − Termograma da liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,5%Cr (% em peso). ... 39
Figura 4.12 – Temperaturas de Transformação (°C) x %Cr em ligas Cu-11.8%Al-0,6Be-X%Cr. ... 40
Figura 4.13 − Mapeamento da amostra com 0,5%Cr para os elementos (a) geral, (b) Cr, (c) Cu, (d) Al, obtido por EDS e imagem gerada pelo MEV.. ... 41
Figura 4.14 – Micrografias da liga com 0,1%Cr.. ... 42
Figura 4.15 – Micrografias da liga com 0,2%Cr.. ... 42
Figura 4.16 – Micrografias da liga com 0,3%Cr.. ... 43
Figura 4.17 – Micrografias da liga com 0,5%Cr.. ... 43
Figura 4.18 − Curva típica de TRAÇÃO x DEFORMAÇÃO para a liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,1%Cr (%Peso). ... 44
Figura 4.19 − Curva típica de TRAÇÃO x DEFORMAÇÃO para a liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,2%Cr (%Peso). ... 45
Figura 4.20 − Curva típica de TRAÇÃO x DEFORMAÇÃO para a liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,3%Cr (%Peso). ... 46
LISTAS DE TABELAS
LISTAS DE SIGLAS
LEMF – Ligas com Efeito Memória de Forma; EMF – Efeito Memória de Forma;
SMA – Shape Memory Alloy; TM – Transformações Martensíticas; Cu – Cobre;
Al – Alumínio; Be – Berílio; Cr – Cromo;
MEV – Microscopia Eletrônica de Varredura; DSC – Calorimetria Diferencial de Varredura; AS − Início da Transformação da Austenita; AF − Fim da Transformação da Austenita; MS − Início da Transformação da Martensita; MF − Fim da Transformação da Martensita; TT – Temperaturas de Transformação; DO3 – Fase;
SUMÁRIO
CAPITULO I
1 – INTRODUÇÃO ... 1
1.1 – OBJETIVOS ... 2
CAPITULO II 2 – REVISÃO BIBLIOGRAFICA ... 3
2.1 – HISTORICO ... 3
2.2 – LIGAS COM EFEITO MEMORIA DE FORMA ... 4
2.3 – TRANSFORMAÇÕES MARTENSITICAS ... 5
2.4 – COMPORTAMENTO TERMOMECÂNICO ... 6
2.5 – LIGAS COM EFEITO MEMORIA DE FORMA BASE DE COBRE ... 7
2.6 – EFEITO DO REFINAMENTO DO GRÃO SOBRE O COMPORTAMENTO DAS TRANSFORMAÇÕES DE FASE E PROPRIEDADES MECÂNICAS EM LIGAS DE Cu-Al ... 7
2.7 – LIGAS DE Cu-Al-Be ... 11
2.8 – INFLUÊNCIA DO TEOR DE Be EM LIGAS Cu-Al ... 11
2.9 – EFEITO DA SOLIDIFICAÇÃO RÁPIDA E DA GRANULOMETRIA SOBRE A TEMPERATURA DE TRANSFORMAÇÃO EM LIGAS Cu-Al-Be ... 14
2.10 – INOCULANTES ... 15
CAPITULO III 3 – METODOLOGIA ... 17
3.1 – OBTENÇÃO DAS LIGAS ... 17
3.2 – TRATAMENTOS TÉRMICOS ... 19
3.3 – PROCESSO METALOGRAFICO, CARACTERIZAÇÃO DAS LIGAS POR MICROSCOPIA ÓTICA E DIFRAÇÃO DE RAIO-X... ... 19
3.3.1 – Processo Metalografico... ... 19
3.3.2 – Microscopia Ótica... ... 20
3.5 – OBTENÇÃO DOS CORPOS DE PROVA PARA ENSAIO DE TRAÇÃO... ... 22
3.6 – DETERMINAÇÃO DAS PROPRIEDADES TERMOMECÂNICAS ... 26
3.6.1 – Ensaios de Tração ... 26
3.6.2 – Ensaios de Dureza ... 26
3.7 − DETERMINAÇÃO DAS TEMPERATURAS DE TRANSFORMAÇÃO DE FASE DAS LIGAS POR CALORIMETRIA DIFERENCIAL DE VARREDURA ... 28
CAPITULO IV 4 – RESULTADOS E DISCURSÕES ... 30
4.1 – CARACTERIZAÇÃO DAS LIGAS POR MICROSCOPIA ÓTICA ... 32
4.2 − CARACTERIZAÇÃO DAS LIGAS POR DIFRAÇÃO DE RAIO-X ... 35
4.3 − DETERMINAÇÃO DAS TEMPERATURAS DE TRANSFORMAÇÃO DE FASE DAS LIGAS POR CALORIMETRIA DIFERENCIAL DE VARREDURA ... 36
4.4 − MAPEAMENTO QUÍMICO POR MICROSCÓPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA (MEV) ... 40
4.5 – DETERMINAÇÃO DAS PROPRIEDADES TERMOMECÂNICAS ... 44
4.5.1 – Obtenção dos Corpos de Prova para Ensaio de Tração ... 44
4.5.1.1 − Ensaios de Tração ... 44
4.5.1.2 − Ensaios de Dureza ... 47
CAPITULO V 5 − CONCLUSÕES ... 49
CAPITULO VI 6 – SUGESTÕES PARA TRABALHHOS FUTUROS ... 51
CAPITULO I
1. INTRODUÇÃO
As ligas com Efeito Memória de Forma (LEMF) são materiais funcionais não convencionais que apresentam uma larga faixa de aplicações baseadas em suas propriedades. Estas ligas têm sido objeto de interesse de diversos estudos na área de Engenharia de Materiais, devido a sua gama de aplicações, sendo estas:
Interruptores elétricos acionados termicamente (termostato); Aplicações biomédicas (odontologia e sistemas ortopédicos); Sistemas de comando térmico;
Componentes de automontagem; União de tubulações.
Estas ligas representam os materiais que possuem o poder de recuperar deformações automaticamente quando sujeitas a variação nas temperaturas de trabalho. Esta qualidade tem incentivado pesquisas por materiais que apresentem maiores taxas de recuperação e elevadas temperaturas de transformação, revelado pelo crescente número de trabalhos apresentados pela literatura vigente.
1.1. OBJETIVOS
Elaboração, tratamentos térmico e caracterização das ligas Cu-Al-Be-Cr por microscopia ótica, eletrônica e por difração de Raio-X.
Determinação das temperaturas de transformação de fase das ligas por calorimetria diferencial de varredura.
CAPITULO II
2. REVISÃO BIBLIOGRAFICA
2.1. HISTORICO
No século XIX pesquisadores começaram a identificar microestruturas e suas influencias no comportamento mecânico das ligas ferrosas, empregando um microscópio ótico na superfície do aço. Em 1895 Osmond sugeriu homenagear os pioneiros da arte metalográfica com seus nomes, atribuindo as seguintes nomenclaturas às novas microestruturas descobertas: troostita, sorbita e martensita (GONZALEZ, 1993).
As primeiras informações sobre a descoberta do Efeito Memória de Forma (EMF) são da década de trinta. Kurdjuamov et al utilizou o termo “martensita” para descrever estruturas aciculares formadas em ligas de cobre resfriadas rapidamente. Atualmente, esta terminologia é atribuída a qualquer liga que apresente transformações de fase com características das reações martensiticas idênticas as que ocorrem nos aços. A. Ölander e Schiel descobriram o comportamento pseudoelástico em uma liga de Au-Cd em 1932 (GONZALEZ, 1993, WAYMAN et al, 1989). A formação e desaparecimento da fase martensítica, diminuindo e aumentando com a temperatura em uma liga CuZn foi primeiramente observado por Greninger & Mooradian em 1938 (CHRISTIAN, 1969).
2.2. LIGAS COM EFEITO MEMÓRIA DE FORMA − LEMF
As LEMF estão classificadas dentro do grupo dos materiais metálicos como materiais projetados, pois são utilizadas tendo em vista o conhecimento científico utilizado a partir do seu desenvolvimento (PADILHA, 1997).
A Expressão ligas com memória de forma (LEMF) é aplicado a uma família de materiais metálicos que, mesmo após serem deformados, demonstram a habilidade de retornar a uma forma previamente definida, desde que submetidos a um processo termomecânico apropriado. As LEMF sofrem transformações de fase que podem ser induzidas pela imposição de um campo de tensões e/ou temperatura.
Os principais fatores que influenciam na recuperação de forma são: composição química, estrutura inicial, tamanho de grão e outros.
A origem desses fenômenos físicos está essencialmente associada às chamadas transformações martensíticas termoelásticas, (Figura 2.1), que consistem numa transição estrutural de primeira ordem apresentando uma deformação homogênea da rede cristalográfica. Tal deformação ocorre essencialmente por cisalhamento, sendo viabilizada por um mecanismo de maclagem abaixo da temperatura de transformação. Essa deformação é reversível a partir do momento em que a estrutura maclada se transforma na fase de alta temperatura, por aquecimento.
2.3. TRANSFORMAÇÕES MARTENSITICAS − TM
A transformação martensítica é um dos tipos de transformação que podem ocorrer nos materiais metálicos. O nome martensíta foi dado à microestrutura resultante da transformação durante o resfriamento rápido da austenita (em homenagem ao metalurgista alemão Adolf Martens), cuja morfologia apresenta-se em forma de agulhas (ou plaquetas) em ligas ferro-carbono submetidos ao tratamento térmico de têmpera. Por extensão, o termo transformação martensítica está generalizado a uma grande quantidade de sistemas de ligas cuja transformação possui certas características típicas da transformação martensítica dos aços (PETTY, 1970, NISHIYAMA, 1978 e FUNABUKO, 1987).
A transformação martensítica pode ser definida como uma reação que não envolve difusão atômica, pois a fase martensítica possui a mesma composição química da fase matriz. A mudança de fase acontece devido ao movimento de uma interface dentro do material que provoca uma mudança estrutural na fase austenítica fazendo com que a Martensita criada apresente uma diferença de simetria com relação a austeníta. Esta pouca divergência entre as fases faz com que este tipo de material venha apresentar o efeito memória de forma.
A força motriz para nucleação de uma fase provém da variação de energia livre. A diminuição da energia livre favorece a transformação de fase. Durante o resfriamento, a energia livre para formação da martensita é menor que a energia livre para formação da austenita. As transformações da fase matriz na fase martensítica têm início e término a temperaturas bem definidas. A temperatura correspondente ao início da transformação austenita - martensita foi designada por MS, enquanto a temperatura final denominou-se MF. De forma semelhante, quando o material é reaquecido podem-se atingir as temperaturas de início e fim da transformação reversa martensita - austenita, designada respectivamente por As e Af (Figura 2.2). Onde a temperatura de estabilização da austenita é acima da temperatura do inicio de sua transformação˗As e a temperatura de
transformação da martensita é abaixo da temperatura final da martensíta˗MS
(NISHIYAMA, 1978).
hábito. Quando a interface se move, os átomos da fase matriz se realinham no reticulado da fase martensítica dando origem a uma nova estrutura cristalina.
Figura 2.2 − Curva de transformação de temperaturas.
Uma outra característica marcante da transformação martensítica (TM) é a sua
reversibilidade que ocorre quando um material martensítico é aquecido. Acima de uma determinada temperatura os cristais da fase produto começam a se transformar na fase austenítica, mantendo a forma e as orientações originais da fase matriz. Se resfriarmos novamente o material, a fase martensítica retornará (CUNHA FILHO, 2002)
2.4. COMPORTAMENTO TERMOMECÂNICO
2.5. LIGAS COM MEMORIA DE FORMA BASE COBRE
A partir dos meados dos anos 70, um grupo de ligas a base de cobre tornou-se importante pelo seu potencial como novos materiais funcionais em substituição as ligas Ti-Ni que custam dez vezes mais. Contudo, muitos problemas que ocorrem nas ligas à base de cobre devem ser elucidados para sua adequada aplicação pratica. As ligas a base de cobre que apresentam o efeito memória de forma (EMF) recebem atenção especial, por causa de suas elevadas propriedades de memorização de forma, pseudoelasticidade e também pela capacidade de amortecimento, onde estas propriedades estão associadas à transformação martensítica (OTSUKA e WAYMAN 1998). O sistema Cu – Al apresenta uma fase β
desordenada com estrutura CCC, que é estável em altas temperaturas, sua temperatura eutética é 565°C (833 K) para uma relação de concentração elétrons/átomos (e/a) de 1,479, com 11,8 % em peso de Al. A fase β (CCC) sofre uma decomposição eutética nas fases de
equilíbrio α e γ2, podendo ser retida abaixo da região de estabilidade por meio de resfriamento rápido. A temperatura de início da martensita MS ocorre a uma temperatura acima de 100°C (373K), esta temperatura aumenta com a diminuição do teor de Al.
2.6. EFEITO DO REFINAMENTO DO GRÃO SOBRE O COMPORTAMENTO DAS TRANSFORMAÇÕES DE FASE E PROPRIEDADES MECÂNICAS EM LIGAS DE Cu-Al
Figura 2.3 − Microestruturas mostrando mudança de tamanho de grão com a adição de Cério (a) 0% (b) 0,1%, (c) 0,27%; (d) 0,43%( YANG, LEE, JANG. et al, 2009)
O caso da liga com 0,1% de Cerio não mostra a típica curva tensãoxdeformação, exceto na 3 etapa da curva como também não são mostrados nas ligas com 0,27 e 0,43% de Cerio. A amostra após o envelhecimento pós-têmpera aparece ter aumentado a força de fratura e rendimento, mas pouco diminuição do alongamento comparados com os de resfriamento, após o tratamento com solução de sólido. Este fenômeno é considerada a ocorrer devido ao resfriamento rápido durante o envelhecimento pós-resfriamento, que resulta na reorganização e regularidade dos átomos. Considera-se também que o aumento da produção e as forças de fratura é devido ao distribuição de compostos refinados, refinamento de grão tamanho e da consequente redução da espessura da placa de martensita.
Figura 2.4 − Curvas de tensão x deformação das ligas 0%, 0,1%, 0,27% e 0,43% de Cerio ( YANG et al, 2009).
Figura 2.5 − Variação da dureza das ligas com 0%, 0,1%, 0,27% e 0,43% de Cerio, estabilizada a 0-350°C após têmpera em água gelada ( YANG et al, 2009).
Na Figura 2.6 mostra a variação da dureza da amostra com o tratamento do envelhecimento durante 60 minutos após o resfriamento no banho de sal em 150, 200, 250, 300 e 350 °C, após manutenção de 10 min a 850°C. A dureza aumenta com a adição de elementos de liga e torna-se máxima em 200 e 250°C, que mostra a mesma tendência com o tratamento do envelhecimento na fase martensita.
2.7. LIGAS Cu-Al-Be
O Cu-Al-Be, é uma liga proveniente do sistema de liga Cu-Al onde a fase β é estável
em altas temperaturas, embora possa ser retido a temperaturas abaixo da região de estabilidade com rápido resfriamento. Ao expandir para a fase β, ligas que retêm mais de
11,0 % em peso de Al, são ordenadas e transforma-se em martensita. Para ligas que contêm menos de 13,0% em peso de Al, a fase de martensítica é a 18R. A transformação martensítica (TM) pode ser induzida pelo resfriamento ou pela aplicação de tensão mecânica. A transformação por meio de resfriamento, transformação espontânea da martensita começa a uma temperatura MS (inicio da transformação da martensíta), terminando em Mf (Final da trpansformação martensíta). A transformação espontânea acontece sem mudança de forma macroscópica, com a formação de 24 auto-acomodações variantes de 18R. Valores típicos de Af e MS estão em torno de menos 536 K em ligas Cu-Al-Be. (RIOS-JARA, et al, 1992; GONZALEZ, et al, 2004). Por meio de aquecimento, a transformação para fase β começa a uma temperatura AS com término em Af. Aplicando
tensão mecânica sobre a fase β, é induzido martensita 18R, tanto em tensão como em
compressão.
Liga Cu-Al-Be tem várias propriedades interessantes, tais como superelasticidade, um forte efeito de amortecimento, alta resistência mecânica, resistência a corrosão (WU MH, SCHETKY LM, 2000), baixos custos de produção, assim como sua adequação para ser usada em baixas temperaturas. Esta facilidade de utilização em baixa temperaturas é muito atraente, desde a introdução de apenas 0,1% de berílio (Be) de peso reduz a temperatura de transformação de fase desta liga em aproximadamente 100 ° C (VELOSO et al 2009).
2.8. INFLUÊNCIA DO TEOR Be EM LIGAS Cu-Al.
Os autores verificaram que a amostra com 0,47% Be tem partes da estrutura austenítica da fase superelástica DO3 e partes de estrutura martensítica 18R, conforme visto no difratograma da figura 2.7 (a), a amostra com 0,42% Be tem estrutura martensítica inteiramente 18R conforme pode ser vistos nas figuras 2.7 (b), 2.9 (b) e 2.9(c).
Figura 2.7 – Padrões de difração de raios X obtidos a partir das amostras estudadas para: (a) fases austeníticas e martensíticas da amostra com 0,47% Be e (b) β/1 fase martensítica
Figura 2.9 – Imagens das superfícies para: (a) amostra com 0,47 Be com austenita superelástica e martensita 18R com aumento de 100x, (b) aumento de 100x e (c) fase martensítica (18R) para amostra com 0,42%Be com aumento de 200x (BALO, CEYLAN, 2002).
A diminuição do índice de Be de 0,47 a 0,42% em alguns corpos de prova nas ligas Cu-Al-Be mudou a estrutura da amostra de austenita superelástica DO3 para martensita 18R na temperatura ambiente. A liga com 0,42% de Be apresentou-se como mais propícia para aplicações com memória de forma (BALO, CEYLAN, 2002).
2.9. EFEITO DA SOLIDIFICAÇÃO RÁPIDA E DA GRANULOMETRIA SOBRE A TEMPERATURA DE TRANSFORMAÇÃO EM LIGAS Cu-Al-Be
Figura 2.10 – Difração de raios-X para uma fita de Cu–11,83%Al–0,48%Be para os corpos de prova em forma de fitas (RODRIGUEZ, et al., 2006).
Esta figura mostra um padrão de difração de raios-X, apresentando a fase mãe DO3 da estrutura β-Cu-Al-Be. A reflexão (111) é característica da estrutura ordenada DO3 neste
tipo de liga (WOOD, SHINGU, 1984), conforme citação do autor. A reflexão seguinte é (200) e B2 (100) que é comum da fase ordenada DO3. O terceiro pico de interesse DO3 (220), B2 (110) e A2 (110) são referentes à fase β desordenada (RODRIGUEZ et al, 2006).
2.10. INOCULANTES
O desempenho de um material está diretamente ligado à sua microestrutura, melhor será as propriedades mecânicas quanto menores forem os grãos, este procedimento é baseado no uso de inoculantes.
partículas de segunda fase e porosidade na estrutura, a melhora do acabamento superficial da usinabilidade e das propriedades mecânicas (MURTY, et al, 2002). No processo de inoculação, são introduzidas no metal líquido partículas que agem como substratos eficientes para a nucleação heterogênea.
CAPITULO III
3. METODOLOGIA
3.1. OBTENÇÃO DAS LIGAS
Foram elaboradas ligas Cu-Al-Be-Cr, previamente pesadas na proporção relativa das seguintes composições Cu-11,8Al-0,6Be-XCr; X = 0,1; 0,2, 0,3, 0,5 e 0,05 (% em peso). Para o processo de fundição foram realizadas cinco fusões num forno indutivo, em um cadinho de grafite, em atmosfera ambiente. O aquecimento do forno foi realizado por um gerador com potência de saída de 8KVA fabricado pela Politron (Figura 3.1), a uma quantidade aproximada de 300g de Cu-Al-Be-Cr. A carga da liga era composta por Al e Cu comercialmente puros e da ligas mães que possui 96%Cu e 4%Be e 80%Al-20%Cr (em %peso). Após a fusão, as ligas foram vazadas em uma coquilha com secção retangular 30 mm de diâmetro e 40mm de altura . O tempo de fusão para cada fundição foi de aproximadamente 15 min.
Os lingotes foram nomeados da seguinte forma: Lingote 1: L1 com 0,1%Cr
Figura 3.1 − Forno de indução com potência de saída de 8KVA fabricado pela Politron
Após a fundição dos lingotes, estes foram seccionados longitudinalmente com auxílio de uma cortadeira metalografica modelo CM80 fabricado pela da TECLAGO (Figura 3.2), em seguida metade de cada lingote foi submetido a tratamento térmico e processo de metalografico para caracterização quanto a seus aspectos macroestruturais e microestruturais.
3.2. TRATAMENTOS TERMICOS
Para melhorar a dissolução dos elementos de liga dos lingotes como, dos corpos de prova, os materiais brutos de fusão foram submetidos ao tratamento térmico de homogeneização à 850°C durante 12 horas em um forno elétrico do tipo mufla da JUNG (Figura 3.3), sendo logo em seguida temperadas em água a 25ºC para obtenção do efeito memória de forma.
Figura 3.3 − Forno tipo mufla fabricado pela JUNG (SOUZA, 2009)
3.3. PROCESSO METALOGRAFICO, CARACTERIZAÇÃO DAS LIGAS POR MICROSCOPIA ÓTICA E DIFRAÇÃO DE RAIO-X
3.3.1. Processo Metalografico
A metalografia consiste do estudo dos constituintes e das estruturas dos metais e suas ligas. Através da Macrografia (observação de amostra a olho nú), pode-se obter valiosas informações, porém é através da micrografia que se obtém, com técnicas apuradas e refinadas, após observação ao microscópio ótico é possível ver sua estrutura.
numeração as mais abrasivas, seguidas de polimento sobre um disco giratório de feltro em uma máquina politriz (utilizando-se alumina como substância polidora) e atacadas quimicamente em uma solução aquosa de cloreto férrico e levadas para scaneamento em uma multifuncional HP serie 7400, para observação macroestrutural seguidas de observação no microscópico ótico (Figura 3.4).
Figura 3.4 − Representação do Processo de metalografia
3.3.2. Microscopia Óptica
A microscopia óptica é de utilização simples, rápida e permite a análise de grandes áreas. Durante a análise das amostras, empregou-se o microscópio óptico de luz refletida
Figura 3.5 − Microscópio Óptico de Luz Refletida Cral Zeiss, Axiotech 30
3.3.3. Difração de Raio-X
As fases foram identificadas por Difração de Raio-X, com auxílio de um difratômetro da SIEMENS, modelo D5000 (Figura 3.6), com radiação de Cu Kα = 1,54nm, onde todas as análises foram realizadas a temperatura ambiente (25ºC).
3.4. MICROSCÓPIO ELETRÔNICO DE VARREDURA (MEV)
A microscopia eletrônica de varredura (MEV) é uma das mais importantes e pioneiras técnicas de determinação química em superfícies nos mais diferentes tipos de materiais (mapeamento), análise morfológica de superfícies de materiais sólidos e particulados, análise de superfície fraturada (análise de falhas), micro-análise qualitativa e quantitativa, determinação granulométrica e porcentagem de fase em microestruturas de materiais.
O microscópico eletrônico de varredura possibilitou o mapeamento químico baseando-se nas intensidades dos raios X característico por EDS, calculando de modo semiquantitativo, as concentrações dos elementos componentes em ligas com Cr. A análise das ligas foi realizada em vácuo, com uso de um MEV modelo LEO 1430 fabricado pela
Oxford Instruments (Figura 3.7).
Figura 3.7 – Microscopio Eletronico de Varredura – MEV, modelo LEO 1430 fabricado pelaOxford Instruments.
3.5. OBTENÇÃO DOS CORPOS DE PROVA PARA ENSAIO DE TRAÇÃO
provas de forma cilíndrica com 16mm de diâmetro e 110mm de comprimento (Figura 3.9 e Figura 3.10 ), sendo o preenchimento do molde pela parte inferior.
Figura 3.10 − Corpos de Prova Bruto de Fusão.
3.6. DETERMINAÇÃO DAS PROPRIEDADES TERMOMECÂNICAS
3.6.1. Ensaios de Tração
Os ensaios de tração foram realizados empregando-se uma máquina de tração estática e dinâmica Servo Pulser EHF da Shimadzu equipada com uma célula de carga de 50KN, câmara de aquecimento e refrigeração (Figura 3.12). Todos os ensaios foram realizados em uma taxa de deformação de 3.10-4s-1, a parte útil dos corpos de prova entre as garras foi de 40mm. Para as Ligas Cu-Al-Be-Cr os ensaios foram realizados a temperatura ambiente.
Figura 3.12 − Montagem experimental do corpo de prova dentro da câmara de aquecimento e refrigeração. (OLIVEIRA, 2009).
3.6.2. Ensaio de Dureza
RASN-RBD (Figura 3.13) foi utilizado para determinar a dureza das amostras. Empregou-se o método Rockwell com carga de 60 Kgf, com penetrador cônico de 120° e tempo de penetração de 10 segundos.
Figura 3.13 – Fotografia do Durometro fabricado pela PANAMBRA.
3.7. DETERMINAÇÃO DAS TEMPERATURAS DE TRANSFORMAÇÃO DE FASE DAS LIGAS POR CALORIMETRIA DIFERENCIAL DE VARREDURA
O DSC viabiliza a determinação das temperaturas de fase, sendo estas, a temperatura do AS (Início da Austenita), AF (Fim da Austenita), MS (Início da Martensita) e MF (Fim da Martensita) conforme representação na Figura 3.14. Esse resultado é obtido em função do calor fornecido ou retirado do material em função da temperatura. O procedimento foi realizado em um ambiente climatizado a uma temperatura por volta de 18°C; o fragmento de material, analisado no DSC pesava aproximadamente 30mg.
-90 -80 -70 -60 -50 -40 -30 -20 -10 0 10 20 30 40 50
-20 -15 -10 -5 0 5 10 Mf Ms Af As B
Curvas Calorimétricas representativas do início e fim das transfromações
In te n s id a d e ( m W ) T (ºC)
As temperaturas de transformação de fase foram determinadas por calorimetria diferencial de varredura utilizando-se um equipamento DSC-60 fabricado pela Shimadzu (Figura 3.15) em taxas de aquecimento e refrigeração de 10ºC/min entre as temperaturas de -120 a 50°C, para manter a taxa de resfriamento constante usou-se nitrogênio líquido para as ligas Cu-Al-Be-Cr.
CAPITULO IV
4. RESULTADOS E DISCUSSÕES
Após a fundição, seccionamento, tratamento térmico e processo metalografico os lingotes foram scaneados com o auxilio de uma multifuncional fabricado pela HP modelo
4700 para analise macrografica de sua estrutura (Figura 4.1).
Figura 4.1 – Macrografia dos lingotes tratados termicamente: (a) sem Cr, (b) 0,05%Cr, (c) 0,1%Cr, (d) 0,2%Cr, (e) 0,3%Cr, (f) 0,5%Cr (% em peso).
4.1. CARACTERIZAÇÃO DAS LIGAS POR MICROSCOPIA ÓTICA
Figura 4.2 − Liga com Cu-11,8%Al-0,6%Be sem Cr (OLIVEIRA, 2009).
Na Figura 4.3 verificou-se um tamanho médio de grão de 158 m, portanto uma importante redução no tamanho do grão em relação à amostra que não possuía Cr (Figura 4.2) a qual apresentava uma granulometria média de 400 m. Na amostra com 0,1%Cr observa-se a presença de alguns precipitados ainda não identificados.
Figura 4.4 − Amostra com 0,2%Cr homogeneizada.
Figura 4.5 – Amostra com 0,3%Cr homogeneizada.
Para a liga com 0,3%Cr (Figura 4.5) verificou-se um tamanho médio de grão de 122 m, portanto uma grande redução no tamanho do grão em relação as ligas com 0,1 e 0,2%Cr, porém a amostra apresentou martensita à temperatura ambiente e a presença dos mesmos precipitados encontrados nas ligas anteriores.
Na Figura 4.6, pode-se notar uma granulometria mais fina na composição com 0,5%Cr em torno de 100 m, portanto, a adição desse quarto elemento, propiciou a obtenção de uma microestrutura mais refinada em relação as demais concentrações de Cr.
A adição de Cr leva a uma redução do tamanho de grão. É sabido que a microestrutura é um aspecto de fundamental importância visto que governa as propriedades referentes ao bom desempenho da liga durante a deformação.
Grãos menores levam a melhores propriedades mecânicas – o efeito fragilizador dos grãos grandes pode ser atribuído a concentração de tensões nos finais das bandas de deslizamento, nos contornos dos grãos. Assim, quanto maior forem os grãos, maiores serão as bandas de deslizamento e, consequentemente, maiores serão as concentrações de tensões (VELOSO, 2002).
4.2. CARACTERIZAÇÃO DAS LIGAS POR DIFRAÇÃO DE RAIO X
Na Figura 4.7 mostra os difratogramas para as ligas Cu-11,8%Al-0,6%Be-X%Cr com concentrações de Cr diferentes, os quais obedecem seqüência descrita na legenda da figura. Comparando os resultados obtidos das ligas Cu-Al-Be-Cr submetidas ao processo descrito neste trabalho com outros difratogramas obtidos por (RODRIGUEZ et al, 2006) em ligas Cu-Al-Be, observou-se um padrão de difração semelhante. As ligas apresentaram picos referentes a fase austenitica (β).
Na amostra com 0,5 % de Cr observa-se quatro planos difratados. Tomando-se como base a estrutura cúbica de face centrada de simetria DO3, característica das ligas Cu-Al-Be (FUNAKUBO, 1987), determinamos os índices desses plano, bem como o parâmetro de rede da fase β, a = 5,79nm. Nas amostras 0,1, 0,2 e 0,3% Cr observa-se semelhança com os
pFigura 4.7 − Difratograma das Ligas Cu-11,8%Al-0,6%Be-X%Cr, X=0,1, 0,2, 0,3 e 0,5%Cr (% em peso).
4.3. DETERMINAÇÕES DAS TEMPERATURAS DE TRANSFORMAÇÃO DE FASE DAS LIGAS POR CALORIMETRIA DIFERENCIAL DE VARREDURA
(As) ocorre em aproximadamente -79,44ºC e o seu fim em -59,41ºC, já durante o processo de resfriamento, o início da transformação martensítica ocorre em ≈ -87,23 ºC e o seu fim
em ≈ -99,57ºC.
Figura 4.8 − Termograma da liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,1%Cr (% em peso).
Figura 4.9 − Termograma da liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,2%Cr (% em peso).
A liga com 0,3%Cr Figura 4.10 apresentou a temperatura de MS na faixa de -17,30 °C. Observa-se também que o AF é da ordem de -25,65°C.
Figura 4.11 − Termograma da liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,5%Cr (% em peso).
Tabela 4.1 − Temperaturas de transformação de fases em função da %Cr.
Temperatura de Transformação (°C) % Cr
0,1 0,2 0,3 0,5
Ms -87,23 -60,25 -17,30 1,99
Mf -99,57 -81,50 -55,96 -13,96
As -79,44 -55,18 -25,65 13,64
Af -59,41 -36,18 10,41 30,77
Figura 4.12 – Temperaturas de Transformação (°C) x %Cr em ligas Cu-11,8%Al-0,6%Be-XCr.
4.4. MAPEAMENTO QUÍMICO POR MICROSCÓPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA (MEV)
O mapeamento de raios-X característico por EDS foi realizado nas ligas possuindo Cr com o intuito de identificar estes precipitados encontrados nos contornos de grãos. O
mapeamento mostrou uma maior concentração de Cr nestes precipitados, conforme o
Figura 4.13 - Mapeamento da amostra com 0,5%Cr para os elementos (a) geral, (b) Cr, (c) Cu, (d) Al, obtido por EDS e imagem gerada pelo MEV.
Para se avaliar o grau de precipitação do Cr, análises foram feitas usando-se o modo de operação com elétrons secundário e voltagem do feixe de elétrons de 15KV. O detector secundário (SE) usado forneceu imagens da superfície das amostras polidas (Figura 4.14 à 4.17), nelas observa-se que a presença destes precipitados aumentam com a concentração de Cr. Na amostra de composição Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,5%Cr (Figura .4.17), foi observada um grande aumento de precipitados de Cr e estes se encontram dentro e nos contornos de grãos.
A correlação hipotética que se pode estabelecer entre esses precipitados e as temperaturas de transformação visualizadas no DSC é que o Cr entra em solução com os constituintes, precipitando nos contorno de grão, retirando Be da matriz da amostra, promovendo alterações na temperatura de transformação.
a b
Figura 4.14 – Micrografia da liga com 0,1%Cr.
Figura 4.16 – Micrografia da liga com 0,3%Cr.
4.5. DETERMINAÇÃO DAS PROPRIEDADES TERMOMECÂNICAS
4.5.1. Obtenção dos Corpos de Prova para Ensaio de Tração
4.5.1.1. Ensaios de Tração
Na Figura 4.18 representamos a curva típica TENSÃO x DEFORMAÇÃO obtida a partir do ensaio de tração da liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,1%Cr. Como a liga na temperatura ambiente está no estado austenítico a curva se caracteriza inicialmente por uma parte linear aproximadamente até 159MPa e 0,78% correspondente a deformação elástica da austenita, seguindo-se de uma parte da curva associada ao inicio da transformação, induzida por tensão, da austenita em martensita que se estende até cerca de 230,373Mpa e 1,382% de deformação, seguindo de comportamento aproximadamente linear, que se prolonga até a ruptura do material em 655,379Mpa e 9,8319% de deformação.
Figura 4.19 − Curva típica de TENSÃO x DEFORMAÇÃO para a liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,2%Cr (%Peso).
Figura 4.20 − Curva típica de TENSÃO x DEFORMAÇÃO para a liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,3%Cr (%Peso).
Figura 4.21 − Curva típica de TENSÃO x DEFORMAÇÃO para a liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,5%Cr (%Peso).
Na liga com Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,2%Cr (Figura 4.21) temos a curva típica de TENSÃO x DEFORMAÇÃO onde esta caracteriza por uma parte linear aproximadamente até 29,93Mpa seguida de uma pequena curvatura a qual representa o inicio e fim da transformação de fase da martensíta induzida por tensão. Observa-se que a ruptura ocorre com uma deformação de 10,1126% e uma tensão de aproximadamente 743,6770Mpa.
De todas as ligas observamos que na liga com 0,2%Cr apresenta melhores propriedades mecânicas, considerando por exemplo a curva TENSÃO x DEFORMAÇÃO (Figura 4.19) onde a deformação máxima a ruptura superior a 11% do que as apresentadas pelas ligas com 0,1, 0,3 e 0,5%Cr.
4.5.1.2. Ensaio de Dureza
Tabela 4.2 – Dureza rockwell dos lingotes.
LINGOTES %Cr DUREZA ROCKWELL (HRA)
σ
L1 0,1 64,34 1,10
L2 0,2 62,73 1,05
L3 0,3 61,44 2,11
L4 0,5 56,40 0,47
CAPITULO V
5. CONCLUSÕES
Neste trabalho ligas Cu-Al-Be-Cr foram elaboradas sob atmosfera ambiente e caracterizadas por microscopia, difração de Raio-X, MEV e Calorimetria Diferencial de varredura. Foram realizados nestas ligas ensaios de tração e dureza. As conclusões são as seguintes:
• É viável a elaboração de ligas Cu-Al-Be-Cr a atmosfera ambiente;
• Todos os procedimentos realizados nas amostras com 0,05%, 0,1%, 0,2%, 0,3% e 0,5%Cr (% em peso) em sua composição, forneceram dados importantes para caracterização microestrutural. As analises mostraram um refinamento em seus grãos em torno de 20% em relação às ligas Cu-11,8%Al-0,6%Be a qual apresenta granulometria grosseira.
• As análises de DSC realizadas nas amostras, mostram que os valores de Ms, Mf, As e Af variam significamente em função da %Cr aumentando as temperaturas de transformação de fases em relação à liga sem Cr. Esta modificação é provocada possivelmente pela formação de precipitados contendo Cr e Be e a subseqüente redução de Be na matriz;
• O comportamento avaliado através da dureza das amostras nas diversas concentrações de Cr temperaturas de ensaio atendeu, na maioria das vezes, ao comportamento esperado levando-se em conta as fases presentes. Na faixa de temperatura onde ocorrêramos efeitos simultâneos de recristalização e precipitação, foram verificados os maiores valores de dureza devido a intensificação das fase frágeis.
desta forma tem uma importante contribuição para reduzir a fragilidade destas ligas.
CAPITULO VI
6. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
Desenvolvimento de ligas Cu-Al-Be com diferentes refinadores de grãos e avaliação destes sobre as propriedades termomecânicas das ligas.
CAPITULO VII
7. REFERENCIAS BIBLIOGRAFICAS.
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