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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

CENTRO DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA

MECÂNICA - Mestrado – Doutorado

GEMIERSON VALOIS DA MOTA CÂDIDO

EFEITO DA ADIÇÃO DE CROMO SOBRE A MICROESTRUTURA E PROPRIEDADES TERMOMECÂNICAS EM LIGAS CU-AL-BE COM


Dissertação submetida ao Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica – PPEGM – da Universidade Federal da Paraíba para obtenção do titulo de Mestre.

Orientador: Tadeu Antônio de Azevedo Melo


EFEITO DA ADIÇÃO DE CROMO SOBRE A MICROESTRUTURA E PROPRIEDADES TERMOMECÂNICAS EM LIGAS Cu-Al-Be COM


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


DEDICATÓRIA

A minha Família e noiva por compreender que as eventuais dificuldades seriam recompensadas por melhores momentos futuros.

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.

Aos que por ventura não fui capaz de lembrar, meu muito obrigado.

EFEITO DA ADIÇÃO DE CROMO SOBRE A MICROESTRUTURA E PROPRIEDADES TERMOMECÂNICAS EM LIGAS Cu-Al-Be COM


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.

Palavra-Chave: Pseudo-elasticidade, Memória de forma, Transformação martensítica.

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.

Key words: Pseudo-elasticity, shape memory, Martensitic transformation.

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 3.7 – Microscópio Eletronico de Varredura − MEV, modelo LEO 1430 fabricado pela Oxford Instruments ....................................................................................................... 22

Figura 3.8 – Forno indutivo de media frequencia fabricado pela POLITRON (ALBUQUERQUE, et al, 2010) ........................................................................................... 23

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 4.7 – 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 4.18 − Curva típica de TRAÇÃO x DEFORMAÇÃO para a liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,1%Cr (%Peso). .................................................................................................... 44




Figura 4.22 – Grafico de Dureza x %Cr. .............................................................................. 48

LISTAS DE TABELAS

Tabela 4.1 − Temperaturas de transformação de fases em função da temperatura .............. 39

Tabela 4.2 − Dureza rockwell dos lingotes .......................................................................... 48

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;

Mpa – Pressão em Mega Pascal.

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

3.3.3 – Difração de raio-X.......... ........................................................................................ 21

3.4 – MICORSCOPIA ELETRONICA DE VARREDURA (MEV)......... .......................... 22

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 VII

REFERENCIAS BIBLIOGRAFICAS ............................................................................. 52

1

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.

As ligas Cu-Al-Be com efeito memória de forma despertam grande interesse de estudo

por apresentarem como uma alternativa economicamente vantajosa sobre ligas Ni-Ti.

2

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.

� Determinação das propriedades mecânicas das ligas através de ensaios de tração.

3

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).

No início dos anos sessenta nos Estados Unidos, Buehler e seus colegas de trabalho do

Naval Ordenance Laboratory (futura NASA), descobriram o efeito Memória Forma em

uma liga equiatômica de NiTi o que foi considerado como o ponto de partida nas pesquisas

dentro do campo dos materiais com memória de forma (SRINIVASAN, A. V.,

McFARLAND, D. M, 2001). Esta liga foi batizada depois de Nitinol em homenagem ao

Naval Ordenance Laboratory. Desde então, foram feitas muitas investigações para se

elucidar os mecanismos de seu comportamento.

4

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.

Figura 2.1 − Representação esquemática da transformação da fase austenítica para fase martensítica e o efeito memória de forma.

5

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 transformação̠ As e a temperatura de

transformação da martensita é abaixo da temperatura final da martensíta˗MS

(NISHIYAMA, 1978).

A mudança de fase numa transformação martensítica ocorre pela movimentação da

interface que separa a fase matriz da fase produto. Considera-se a interface geralmente

como um plano não distorcido, macroscopicamente invariável, denominado plano de

6

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

As ligas com memória de forma apresentam um comportamento completamente

diferente dos materiais habituais. As propriedades termodinâmicas, no entanto dependem

de certas condições como a fase inicial (temperatura inicial), tensões aplicadas,

deformações e mecanismos de estabilização. O EMF pode ser dividido em Efeito de

Memória de Forma Simples e Efeito de Memória de Forma Reversível. A Pseudo-

elasticidade pode ser dividida em Superelasticidade e em Efeito “Borracha” (OLIVEIRA,

2009).

7

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

Yang et al realizou um estudo da adição de Cério em ligas de 70%Cu-26%Zn-4%Al

como refinador de grão e sua influência no comportamento das transformações de fase e

propriedades mecânicas. Verificou-se que a adição de Cério é muito eficaz para reduzir o

tamanho de grão, onde a liga sem a adição deste elemento possui uma granulometria com

mais de 1.000 µm mostrado na Figura 2.3(a), já com a adição deste elemento, chega-se a

um refino de 30 µm pela adição de 0,43% (fração em massa) Figura 2.3(d).

8

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)

Quando o tamanho de grão das ligas a base de Cu é refinado, há ocorrência do

aumento da propagação de trincas, isto significa que a força da fratura e tensão são

maiores. A Figura 2.4 mostra as curvas de tensão x deformação das amostras, após

envelhecimento e resfriamento com variação da adição de elementos de liga. É visto que a

resistência à fratura e alongamento aumentaram com a diminuição do tamanho do grão. A

liga com 0,43% de Cerio mostra o aumento das tensões de escoamento e fratura. No estado

de têmpera, em liga com resistência à fratura e alongamento de 206 MPa e 5,6%,

respectivamente. No caso da liga com 0,43% de Cerio, a resistência à fratura e

defrormação a 408 MPa e 8,9%, respectivamente. A liga mostra a tensão de fratura menor

de 5,6%, devido ao seu tamanho de grão grosseiro e ocorrência fácil de fratura na

fronteira. Considera-se que a trinca ocorre no contorno do grão com a concentração, em

seguida, propaga ao longo do contorno de grão.

9

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).

Na Fig.2.5 mostra a variação de dureza das ligas em 0 à 350°C com tempera em agua

gelada à 0°C e depois de mantida por 10 min a 850°C. A dureza aumenta com a adição de

elementos de liga. A dureza não é grande quando envelhecido na água gelada de 0°C e

abaixo 150°C, mas a dureza torna-se praticamente constante após envelhecimento a 200 e

250°C. E então, a dureza diminui com o envelhecimento em 300 e 350°C.

10

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.

Figura 2.6 − Variação da dureza das liga com 0%, 0,1%, 0,27% e 0,43% de Cerio,

estabilizada a 150-350°C após resfriar em banho-sal (YANG et al, 2009).

11

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.

O efeito do teor de Be na temperatura de transformação é mais forte do que a

influência do Al nas ligas CuAlBe e mesmo em pequenas porcentagens o Be provoca

diferenças muito grandes nas temperaturas de transformações. BALO e CEYLAN, 2002.

estudaram os efeitos dos índices de Be no comportamento de ligas com memória de forma

Cu – 11.8% Al – 0.47% Be e Cu – 11.6% Al – 0.42% Be, onde as amostras foram

submetidas aos mesmos estágios de tratamentos térmicos.

12

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

(18R) para amostra com 0,42% Be (BALO, CEYLAN, 2002).

13

Figura 2.8 – Curva de DSC para a amostra recozida a 6500C por 15 minutos e resfriada em

água a 97,8ºC por 5 minutos, em seguida resfriada em água a temperatura ambiente

(BALO, CEYLAN, 2002).

14

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

Nos estudos realizados por RODRIGUEZ, et al. (2006) em lâminas de Cu – 11,83%

Al – 0,48% Be foi possível obter os difratogramas relativos às amostras estudadas, os quais

são apresentados na figura abaixo.

15

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.

A adição de inoculantes, é uma prática empregada para o refino do grão, ou seja,

diminuir o tamanho na macroestrutura bruta de solidificação. Ela é realizada com adições

de ligas-mãe que garantem a formação de uma estrutura fina de grãos equiaxiais,

eliminando o crescimento de grãos colunares (PEREPEZKO, 1998). O processo de refino

traz benefícios como o aumento da fluidez do metal líquido, a melhora da dispersão de

16

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.

O efeito da inoculação tem sido pesquisado em diferentes áreas devido à sua

importância na modificação da macroestrutura bruta de solidificação. As ligas-mãe mais

utilizadas para a inoculação de ligas de Al são: Al-Ti, Al-B e Al-Ti-B (KORI, et al,

2000).

17

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





18

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.

Figura 3.2 − Cortadeira metalográfica modelo CM80 fabricado pela TECLAGO

19

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.

Após tratamento térmico, os lingotes passaram pelo processo de metalografia, onde

foram lixadas com o auxílio de lixas (150, 280, 320, 400, 500, 600, 800, 1000, 1500 e

2000) onde a numeração indica a granulometria de cada lixa, sendo as de menor

20

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

Cral zeiss, Axiotech 30 (Figura 3.5) em temperatura ambiente, para fim de caracterização

estrutural, onde permitiu a visualização do tamanho do grão em cada amostra, bem como o

registro das suas imagens através da interface do programa Shortcut to Analysis no

computador acoplado ao microscópio.

21

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).

Figura 3.6 − Difratômetro SIEMENS, modelo D5000

22

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

pela Oxford Instruments.

3.5. OBTENÇÃO DOS CORPOS DE PROVA PARA ENSAIO DE TRAÇÃO

Para produção dos corpos de prova estas ligas foram fundidas em quantidade

aproximadamente de 2Kg em atmosfera ambiente, com aquecimento indutivo em um

cadinho de grafite. O aquecimento indutivo foi realizado com auxílio de um forno com um

gerador de media freqüência da POLITRON com potência de saída de 30KVA (Figura

3.8). Após fusão as ligas foram vazadas em uma lingoteira de aço de secção retangular de

(187x35mm) e 140mm de altura, em um molde de aço com capacidade para 06 corpos de

23

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 3.8 – Forno indutivo de media frequência fabricado pela POLITRON

(ALBUQUERQUE, et al, 2010)

24

Figura 3.9 −Molde para obtenção dos corpos de prova, dimensões em mm.

25

Figura 3.10 − Corpos de Prova Bruto de Fusão.

Depois do resfriamento as amostras foram usinadas(Figura 3.11). Em ambos os casos

os corpos de provas foram posteriormente homogeneizados a temperatura de 850ºC

durante 12 horas e temperados em água a 25ºC.

Figura 3.11 − Dimensões em mm do corpo de prova para ensaio de tração.

26

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

A avaliação das propriedades mecânicas foi complementada por medições de dureza.

Foram medidas as durezas em amostras retiradas dos lingotes sendo estes já efetuados o

processo de metalografia. Um durometro de bancada fabricado pela PANAMBRA, modelo

27

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.

O método de dureza Rockwell é o mais comum utilizado para medir a dureza, pois é

muito simples de executar e não exige habilidades especiais. Várias escalas podem ser

utilizadas a partir de combinações possíveis de vários penetradores e diferentes cargas,

permitindo que o ensaio seja utilizado em todas as ligas metálicas. Os penetradores

utilizados na máquina de ensaio de dureza Rockwell são do tipo esférico (esfera de aço

temperado) ou cônico (cone de diamante com 120º de conicidade). Nesse ensaio o número

da dureza é determinado pela diferença na profundidade de penetração resultante da

aplicação de uma carga inicial menor seguida por uma carga principal maior

(CALLISTER, Jr, 2008).

28

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

AfAs

BCurvas Calorimétricas representativas do início e fim das transfromações

Inte

nsid

ade

(mW

)

T (ºC)

Figura 3.14 – Representação gráfica das temperaturas de transformação de fase.

29

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.

Figura 3.15 − DSC-60 fabricado pela Shimadzu.

30

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).

Os grãos da Figura 4.1 (a) são relativamente grosseiros pelo fato deste mesmo não

possuir o inoculante. O efeito da adições de inoculante resultou na diminuição dos grãos

que se tornam cada vez menores com o aumento da quantidade de Cr na liga.

31

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).

A amostra com 0,05%Cr teve seu tamanho de grão substancialmente aumentado em

função do tratamento térmico que recebeu, os grãos eram facilmente identificados na

macrografia na Figura 4.1 (b). Caso fosse realizada a microscopia não seria possível a

visualização do contorno do grão em virtude de seu aumento, assim a amostra foi

descartada para realização do DRX, DSC, tração e dureza.

32

4.1. CARACTERIZAÇÃO DAS LIGAS POR MICROSCOPIA ÓTICA

Figura 4.2 − Liga com Cu-11,8%Al-0,6%Be sem Cr (OLIVEIRA, 2009).

Figura 4.3 − Amostra com 0,1%Cr homogeneizada.

33

Na Figura 4.3 verificou-se um tamanho médio de grão de 158µm, 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 400µm. 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.

Na Figura 4.4 está representada a fotomicrografia da liga Cu-11,8%Al-0,6Be-0,2Cr (%

em peso) homogeneizada. Observa-se que nesta liga com 0,2%Cr é completamente

austenita à temperatura ambiente e que a mesma possui um refinamento em seus grãos em

torno de 146µm, esta mesma ainda apresenta alguns preciptados em sua estrutura.

34

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

122µm, 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.

Figura 4.6 – Amostra com 0,5%Cr homogeneizada.

35

Na Figura 4.6, pode-se notar uma granulometria mais fina na composição com 0,5%Cr

em torno de 100µm, 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

planos difratados da amostra com 0,5%Cr.

36

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

O conhecimento das temperaturas de transformação é de fundamental importância

para qualquer que seja o propósito de aplicação da liga. Como foi mencionado na fase

introdutória, a variação na composição química reflete de maneira bastante drástica nas

temperaturas de transformação das fases como pode ser visto nas figuras 4.8 a 4.11 onde

estão representados o termogramas da ligas Cu-11,8%Al-0,6%Be com adicional de 0,1,

0,2, 0,3 e 0,5%Cr. Através dos exames das curvas de aquecimento e de resfriamento é

possível obter as temperaturas de transformação das ligas. Na Figura 4.8 pode-se observar

o termograma da liga com 0,1%Cr com seus respectivos pontos de transformação de fases:

As e Af no aquecimento, Ms e Mf no resfriamento. O início da transformação austenítica

37

(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).

Já para a liga com 0,2%Cr Figura 4.9, observa-se que o início da temperatura de

transformação da martensita e da autenita são de -60,25ºC e -55,18, com um aumento de

aproximadamente 25°C para ambas transformações em relação as ligas contendo 0,1%Cr.

38


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.


39


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

Analisando os dados na Tabela 4.1 é possível observar que a adição de Cr altera as

temperaturas de transformação austeníticas e martensíticas. À medida que a concentração

de Cr aumenta, as temperaturas de inicio e fim de transformação, As e Ms, aumentam

respectivamente. Desta forma fica bastante evidenciado que as adições de Cr afetam as

temperaturas de transformação das ligas do sistema Cu-Al-Be. Isto pode ser melhor

avaliado observando a Figura 4.12, que mostra as temperaturas de transformação versus

concentração de Cr.

40

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

mapeamento realizado na amostra com 0,5%Cr (Figura 4.13) a qual apresenta a maior

quantidade destes precipitados. Se sobrepusermos a Figura 4.13 (b) referente ao

mapeamento químico do elemento Cr com a Figura 4.13 (a), poderemos observar que os

pontos estão em mesma localização comprovando que estes precipitados são ricos em Cr.

41

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

c d

42

Figura 4.14 – Micrografia da liga com 0,1%Cr.


43



44

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 4.18 − Curva típica de TENSÃO x DEFORMAÇÃO para a liga Cu-11,8%Al-0,6%Be-0,1%Cr (%Peso).

45

Figura 4.19 − Curva típica de TENSÃO x DEFORMAÇÃO para a liga Cu-11,8%Al-

0,6%Be-0,2%Cr (%Peso).

Na Figura 4.19 temos a curva TENSÃO x DEFORMAÇÃO da liga Cu-11,8%Al-

0,6%Be-0,2%Cr a temperatura ambiente, inicialmente esta liga encontra-se no estado

austenítico caracterizada por uma parte linear aproximadamente até 260Mpa seguida de

uma curvatura a qual representa o inicio e fim da transformação da martensíta induzida por

tensão. Observa-se que a ruptura ocorre de modo aparentemente frágil com uma

deformação superior a 11% e uma tensão de aproximadamente 804,834Mpa.

46


Com o propósito de determinar a deformação máxima até a ruptura, no estado

austenitico, o material foi submetido a um teste de tração a uma temperatura de 100° C,

sob uma taxa de deformação de 3.10-4s-1. A curva TENSÃO x DEFORMAÇÃO está

ilustrada na Figura 4.20 para liga com 0,3%Cr. Observa-se que a liga rompe em uma

tensão de aproximadamente 803,61Mpa com uma deformação à ruptura de

aproximadamente 10,3378%.

47


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

A dureza foi obtida pela média entre 9 medições para cada um dos lingotes

homogeneizado e calculado o desvio padrão para os mesmos, estes dados foram colocados

na Tabela 4.2 onde nesta mesma pode-se ver que a dureza decai com o aumento da

concentração de Cromo onde esta mesma fica mais evidente na Figura 4.21.

48

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

Figura 4.22 – Gráfico de Dureza x %Cr.

49

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.

• Como as condições de solidificação são praticamente as mesmas em ambas as ligas,

com e sem Cr, deduz que o Cr tem um efeito como redutor do tamanho de grão e

50

desta forma tem uma importante contribuição para reduzir a fragilidade destas

ligas.

• As amostra com 0,2%Cr apresentaram redução do tamanho de grão dentro de um

limite regular, desta forma tem uma importante contribuição para reduzir a

fragilidade destas ligas. Esta também possuem temperaturas de transformação

martensítica mais baixas, ou seja, temperaturas de transformações semelhantes às

das ligas sem Cr. Para aplicações que exijam baixas temperaturas de

transformações as ligas com 0,2%Cr seriam as mais indicadas. Já para temperaturas

de transformações próximas à temperatura ambiente recomenda-se a utilização da

liga com 0,3%Cr.

51

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.

Determinação da estrutura da martensita induzida por tensão em ligas Cu-Al-Be-Cr

correlacionando estas estruturas com as propriedades termo mecânicas das ligas.

52

CAPITULO VII

7. REFERENCIAS BIBLIOGRAFICAS.

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