TRANSIÇÃO FRÁGIL-DÚCTIL DE UM MATERIAL CERÂMICO … · A energia de fratura dos materiais cerâmicos é, normalmente, avaliada a temperatura ambiente e sua ruptura ocorre de

TRANSIÇÃO FRÁGIL-DÚCTIL DE UM MATERIAL CERÂMICO DE Al2O 3- SiO2

S.F. Santos; V.C. Pandolfelli; J.A. Rodrigues

Universidade Federal de São Carlos – UFSCar Departamento de Engenharia de Materiais - DEMa

Grupo de Engenharia de Microestrutura de Materiais - GEMM Via Washington Luís, Km 235 – 13565-905 – São Carlos - SP

[email protected]; [email protected]

RESUMO

Em baixas temperaturas, sob condições de propagação estável de trinca em

um material cerâmico, a energia elástica armazenada é convertida principalmente

em energia de superfície. No entanto, em altas temperaturas, esses materiais

podem, adicionalmente, estar sujeitos à fluência e apresentar um comportamento

dúctil na fratura. O objetivo deste trabalho é discutir a transição frágil-dúctil em um

material refratário. Para tanto, foram realizados ensaios de propagação estável de

trinca e de fluência, ambos sob flexão a três pontos. Foi utilizada uma cerâmica

comercial contendo, basicamente, 63% de SiO2 e 31% de Al2O3. Os resultados

mostram que a mudança de comportamento frágil para dúctil se deve ao

amolecimento de fase vítrea presente na microestrutura.

Palavras-Chave: fluência, cerâmica, propagação estável de trinca, fase vítrea,

transição frágil-dúctil.

INTRODUÇÃO

A energia de fratura dos materiais cerâmicos é, normalmente, avaliada a

temperatura ambiente e sua ruptura ocorre de maneira frágil, com pouca ou

nenhuma deformação plástica, devido a defeitos oriundos do processo de fabricação

e à alta tensão de escoamento desses materiais, dentre outras razões.

Anais do 48º Congresso Brasileiro de Cerâmica Proceedings of the 48th Annual Meeting of the Brazilian Ceramic Society

28 de junho a 1º de julho de 2004 – Curitiba-PR

1

Em temperaturas acima da transição vítrea de uma fase amorfa contida num

material cerâmico pode-se observar um comportamento dúctil, ou seja, a ocorrência

de deformação plástica antes da fratura do material. A deformação plástica ocorrerá

devido a mecanismos de fluência, dentre os quais, o principal será o fluxo viscoso

daquela fase vítrea. Vale ressaltar que o mecanismo de fluência predominante

dependerá da temperatura, da distribuição e do valor da tensão, e da microestrutura

do material(1).

Dentro desse contexto, para um material cerâmico apresentar um

comportamento mecânico frágil ou dúctil vários fatores devem ser considerados, tais

como: temperatura de trabalho e tempo de residência na mesma, taxa de

carregamento, microestrutura e composição química do material. Há inúmeros

trabalhos que discutem esse fenômeno avaliando as propriedades físicas, químicas

e mecânicas e utilizando diversos materiais cerâmicos2-16. Rodrigues et. al.(17) e

Rodrigues e Pandolfelli(18) discutem os efeitos da temperatura sobre o

comportamento mecânico de refratários, visto que esses efeitos influenciam nos

cálculos dos parâmetros de resistência ao dano por choque térmico.

O objetivo deste trabalho é discutir o fenômeno da transição frágil-dúctil de um

material cerâmico à base de alumina e sílica e sua influência sobre o ensaio de

propagação estável de trinca em altas temperaturas. Tal estudo tem importância

fundamental para a compreensão do comportamento da energia de fratura que por

sua vez influência a resistência ao dano por choque térmico de refratários em geral.

MATERIAIS E MÉTODOS Foram preparados corpos de prova de um material cerâmico de Al2O3-SiO2, cuja

composição química está listada na tabela I.

Tabela I : Composição química da cerâmica de Al2O3-SiO2.

Composto Teor (%-p) SiO2 63,1 Al2O3 31,1 Fe2O3 1,2 TiO2 1,44 CaO 0,3 MgO 0,06 Na2O 0,68 K2O 2,18



2

A caracterização de fases foi realizada através de difração de raios-X, num

equipamento Siemens, modelo D5005, radiação Kα do cobre, com filtro de níquel,

utilizando-se uma amostra em pó com granulometria inferior à peneira padrão U.S.

Tyler # 325 mesh.

A tabela II mostra a porosidade aparente, a massa específica aparente e a

massa específica aparente da parte sólida determinadas pelo método da imersão em

água após repouso por 26 horas, sendo as 2 primeiras sob vácuo.

Tabela II: Porosidade aparente, P.A., massa especifica aparente da parte sólida, M.E.A.S., e massa específica aparente, M.E.A., da cerâmica em estudo.

P.A. (%) M.E.A.S. (g/cm3) M.E.A. (g/cm3) Média 6,4±0,8 2,50±0,01 2,34±0,02

Para o ensaio de propagação estável de trinca foi utilizado um equipamento

Netzsch, modelo HSBT 422, originalmente construído para a determinação do módulo

de ruptura à quente. Os ensaios foram realizados nas temperaturas de 25 °C, 600ºC,

800ºC, 900ºC, 950ºC, 975ºC,1000ºC, 1050 ºC e 1100ºC. Foram utilizados 4 corpos-de-

prova para cada temperatura de ensaio.

As dimensões dos corpos de prova foram: altura, W, 21mm; largura, B, 24mm; e

comprimento, L, 150mm. Estes foram previamente entalhados com geometria Chevron,

com ângulo de abertura na ponta do entalhe de 70º, com uma profundidade de 0,45W.

A velocidade do atuador foi de 5 µm/min controlada por um dispositivo complementar

adaptado à máquina HSBT 422 com a função de fazer o atuador descer com

velocidade constante, facilitando a propagação estável de trinca.

Efetuaram-se ensaios de fluência sob flexão a três pontos, com temperatura e

carga constantes, utilizando-se também o equipamento HSBT 422. Para o caso da

fluência, desacoplou-se o movimento automático da massa do braço de alavanca do

atuador, fixando-a na posição exata para a aplicação da carga requerida para o

teste. Estes ensaios tiveram a finalidade de se avaliar a contribuição da fluência

sobre o processo de fratura com propagação estável de trinca. É importante

ressaltar que para os testes de fluência, os corpos-de-prova não foram entalhados e

possuíam as mesmas dimensões daqueles empregados nos ensaios de propagação

estável de trinca.

Para o cálculo da deformação por fluência, ε, e da tensão de tração

instantânea, σ, ambas na região tracionada do corpo-de-prova (face inferior), quando



3

submetido à flexão a três pontos, foram utilizadas equações empregadas por

Hollenberg et al(19):

n3)1n2(

BWPS3

2+

⋅=σ (A)

e

d2 f)2n(SW2

⋅+⋅=ε , (B)

onde S é o espaçamento entre os apoios, igual a 125 mm, P é a carga instantânea,

fd é a flecha total instantânea devido à flexão do corpo-de-prova pelo deslocamento

do atuador e n é o expoente de tensão. Adotou-se(1,19) n = 1, assumindo-se que o

principal mecanismo de fluência do material de Al2O3-SiO2, aqui estudado, é o fluxo

viscoso. A taxa de fluência, ε , em unidades de s& -1, foi obtida por meio da derivada

da equação B:

( ) d2d2 fSW6f2n

SW2 &&& ⋅=⋅+⋅=ε , (C)

onde é a velocidade de variação do tamanho da flecha, em unidades de m.sdf&-1.

RESULTADOS E DISCUSSÃO

A presença de fase vítrea foi confirmada por meio do difratograma de raios-X, no

qual se verificou uma banda característica desta fase na faixa de 2θ entre 10º a 40º. É

importante ressaltar que na composição química do material, tabela I, além de SiO2

há outros compostos, tais como Fe2O3, TiO2, Na2O e K2O, que favorecem a formação

de fase amorfa.

A figura 1 apresenta as curvas de deformação de fluência sob flexão em três

pontos em função do tempo. Pode-se observar que o comportamento de fluência da

cerâmica de Al2O3-SiO2 pode depender fortemente da carga e da temperatura.

Nestes resultados, destaca-se o forte aumento da fluência para a temperatura de

1150 ºC sob 142 N de carga e para 1016 N a 1000 °C.



4

0 1 2 3 4 5 60

20

40

60(a)

ε ( x

10-3)

Tempo ( x10 4s)

Carga 142 N 900 ºC 950 ºC 1000 ºC 1050 ºC 1100 ºC 1150 ºC

0 1 2 3 4 5 60

20

40

60

80

100 (b)

ε( x

10-3)

Tempo ( x 10 4s)

Temp. = 1000 ºC 155 N 310 N 606 N 807 N 1016 N

Figura 1. Deformação por fluência sob flexão a três pontos (a) sob carga constante de 142 N e diferentes temperaturas. (b) Temperatura constante de 1000 ºC e diferentes cargas.

Normalmente, nos ensaios de fluência sob flexão, a taxa de fluência é maior

na região solicitada por tração do que sob compressão. Desse modo, nesses

ensaios, a interpretação dos resultados torna-se complexa, porque não existe uma

simetria na composição da distribuição das tensões de tração e de compressão no

corpo-de-prova(19,20).

Apresentando em detalhes os resultados dos testes de propagação estável de

trinca, a figura 2 mostra as correspondentes curvas P x d para 9 diferentes

temperaturas. Nesses ensaios, entre a temperatura ambiente e 975 ºC, o material de

Al2O3-SiO2 teve um comportamento frágil. Em temperatura ambiente, a propagação da

trinca foi estável. A 600 ºC a propagação foi semi-estável, ou seja, as curvas P x d

contêm trechos de instabilidade, indicados pelo pequeno número de pontos logo após a

carga máxima. Entre 800 ºC e 975 ºC as fraturas ocorreram de modo catastrófico.

De 1000 ºC a 1100 ºC, o material de Al2O3-SiO2 teve um comportamento dúctil,

como ilustrado na figura 2(b). Essa transição de comportamento frágil para dúctil,

situada entre as temperaturas de 975 °C e 1000 °C, é atribuída à presença de fase

vítrea. Supõe-se que de 1000 ºC a 1100 ºC o mecanismo de fluência por fluxo

viscoso interferiu fortemente no processo de fratura(6,7,12).

A carga máxima atingida no ensaio de propagação de trinca passa por um valor

máximo entre 950 ºC e 1000 ºC como mostrado na figura 3.

No entanto, embora haja uma grande dispersão nos valores, observa-se que

existe uma tendência de aumento da resistência mecânica até 1000 ºC, seguida de

forte queda após essa temperatura. Admitindo-se que não há uma diferença

significativa entre os valores de carga máxima atingida entre 950 ºC e 1000 ºC, cabe

ressaltar que a 950 ºC a fratura foi catastrófica enquanto que a 1000 ºC o corpo-de-



5

prova se deformou plasticamente sem se fraturar completamente. Isto indica a efetiva

contribuição da fluência no processo de fratura no material estudado.

0 2 4 60

40

80

120

160(a)

Car

ga (N

)

Deslocamento ( x10 -4 m)

Temp.Amb. 600 ºC 800 ºC 900 ºC 950 ºC

0 10 20 30 40 500

40

80

120

160(b)

Car

ga (N

)

Deslocamento ( x10-4 m)

975 ºC 1000 ºC 1050 ºC 1100 ºC

Figura 2. (a) e (b) Curvas carga versus deslocamento, obtidas do ensaio de

propagação estável de trinca, sob flexão a três pontos.

0 200 400 600 800 1000 12000

20

40

60

80

100

120

140

160

Car

ga m

áxim

a (N

)

Temperatura (ºC)

Transição F-D

0 200 400 600 800 1000 12000

20

40

60

80

100

120

140

160

Car

ga m

áxim

a (N

)

Temperatura (ºC)

Transição F-D

Figura 3. Carga máxima atingida no ensaio de propagação de trinca do material de

Al2O3-SiO2. "Transição F-D" = Transição frágil-dútil.

Embora não tenha ocorrido propagação estável de trinca em todas as

temperaturas, para se ter um parâmetro comparativo de análise, calculou-se o

trabalho de fratura (que inclui também o de fluência, quando for o caso) computando-se

a área abaixo da curva P x d até o ponto de carga máxima atingida no teste.

Considerando-se as mesmas condições de usinagem e dimensões dos corpos de

prova, a comparação entre esses valores é válida e com isso, pode-se verificar que este

trabalho também passa por um valor máximo em torno de 1000 ºC, conforme mostram

a figura 4.



6

0 200 400 600 800 1000 1200

0.00

0.05

0.10

0.15

0.20

0.25

Trab

alho

(J)

Temperatura (ºC)

Transição F-D

0 200 400 600 800 1000 1200

0.00

0.05

0.10

0.15

0.20

0.25

Trab

alho

(J)

Temperatura (ºC)

Transição F-D

Figura 4. Trabalho realizado pela máquina até a carga máxima no ensaio de propagação de trinca. "Transição F-D" = Transição frágil-dútil.

Como o inicio da deformação por fluência ocorre a partir de 800 ºC, como

indicado pelas figuras 3 e 4, pode-se supor que o alto valor do trabalho realizado a

1000 ºC se deve à capacidade do fluxo viscoso de aliviar as tensões internas e

possibilitar a formação de pontes (bridging) de fase vítrea no rastro da trinca e/ou o

arredondamento da sua ponta. Isto pode ser observado na figura 5, onde se

verificam pontes de fase vítrea interligando as duas superfícies de fratura.

Por outro lado, a fase vítrea enfraquece a microestrutura do material quando

este está sujeito a temperaturas bem acima da transição vítrea, como pode ser

observado na curva P x d do ensaio de propagação estável de trinca realizado a

1100 ºC, figura 2(b).

Os ensaios acima de 800 ºC indicam que grande parte dos trabalhos de fratura

e de fluência realizados pela máquina foi utilizada para deformar as pontes de fase

vítrea. Por exemplo, nota-se que a razão entre o trabalho realizado a 1000 ºC e

aquele efetuado à temperatura ambiente é em torno de 100. Isto reforça o fato da

participação da fluência. A 1000 °C, o fluxo viscoso contribuiu para o

arredondamento da ponta da trinca, dificultando o seu inicio de propagação. Deve-se

considerar ainda que, adicionalmente, pontes de grãos e/ou agregados entre as

superfícies da trinca também são atuantes na região posterior da trinca. Acima de

800 °C, ocorreram contribuições da fluência no seu terceiro estágio, uma vez que

foram verificadas ocorrências de danos por fluência. Cabe ressaltar que nos ensaios

de propagação conduzidos, a carga resultante passa por um valor máximo e,

portanto, a fluência ocorre na condição de temperatura constante, porém de carga

variável.



7

Pontes de fase vítreaPontes de fase vítrea

Figura 5. Micrografia mostrando detalhes da ponta do entalhe Chevron destacando-se as pontes de fase vítrea formadas durante o ensaio de propagação de trinca a 1000 ºC.

Nos ensaios de propagação estável de trinca realizados de 1000 ºC a 1100 ºC

nota-se que a deformação do material é muito extensa (figura 2(b)). Verificaram-se,

nestes ensaios, processos de alívio da carga aplicada e de abertura do entalhe e

que, principalmente a 1100 °C, as cargas resultantes ficam em níveis muito baixos.

Por conseqüência, de 1000 ºC a 1100 ºC, a forte diminuição do trabalho de fratura e

de fluência é resultado dos efeitos combinados do enfraquecimento da

microestrutura, pelo excessivo amolecimento da fase vítrea, e da deformação

plástica que ocorre no material.

Os resultados aqui apresentados mostram que a propagação de trincas em

materiais cerâmicos, que contêm fase vítrea, em altas temperaturas, apresenta-se

de modo diferenciado daquela em temperatura ambiente. Além disso, os testes e

evidências micrográficas indicam que as pontes de fase vítrea influenciam

fortemente o trabalho de fratura e de fluência.

Como discutido por Ramamurty(16) e Soboyejo et. al.(21) pontes de fase vítrea

podem retardar e minimizar os danos por choque térmico. Com isso, viabilizam-se

projetos de microestrutura que atendam a essas condições reais de operação a fim

de se aumentar o desempenho termo-mecânico dos refratários(17,18).

Rodrigues et al.(17) verificaram que a energia de fratura para um tijolo de

alumina-sílica e três concretos refratários também aumentou da temperatura

ambiente até 950 ºC, com maior incremento para o tijolo de alumina-sílica. Nesses

casos, não se verificou um valor máximo devido à refratariedade dos materiais e à

temperatura máxima de ensaio, limitada a 950 °C. Esses resultados, principalmente



8

para o material de alumina-sílica, confirmaram a influência da presença de fase

vítrea.

Os resultados deste atual trabalho confirmam e reforçam os resultados

encontrados por Rodrigues et al.(17), complementando-os, no sentido em que

mostram a mesma elevação de energia de fratura (até a carga máxima, neste

trabalho) até 1000 ºC e a sua posterior queda para temperaturas acima dessa, nas

quais a baixa viscosidade da fase vítrea já não oferece dificuldade adicional para a

propagação da trinca.

Estudos sistemáticos prosseguem para se desenvolver metodologias que

ajudem a quantificar a contribuição da fluência no trabalho de fratura de um corpo-

de-prova e/ou reavaliar o conceito de energia de fratura em altas temperaturas.

CONCLUSÕES

Verificou-se que a transição frágil-dúctil do material de Al2O3-SiO2 utilizado neste

trabalho ocorre devido à presença de fase vítrea. Notou-se ainda que essa transição

ocorreu devido ao amolecimento dessa fase, que se inicia em torno de 800ºC.

Tanto a carga máxima atingida nos ensaios de propagação estável de trinca,

como o trabalho realizado até esse ponto, em função da temperatura, passaram por

um valor máximo entre 950 ºC e 1000 ºC.

Quando se observaram os resultados dos ensaios de propagação estável de

trinca do material de Al2O3-SiO2 realizados a partir de 1000 ºC, verificou-se que o

comportamento dúctil foi resultado do fluxo viscoso da fase vítrea, do aparecimento

de microtrincas e cavidades e pontes de fase vítrea.

Constatou-se que a formação de pontes de fase vítrea no rastro da trinca

(bridging) e/ou o arredondamento da ponta da trinca consomem parte significativa do

trabalho realizado pela máquina e, por conseqüência, dificultam a propagação da

trinca com a deformação viscosa. Por outro lado, observou-se no ensaio de

propagação estável de trinca que a fluência contribuiu para o enfraquecimento da

microestrutura do material para temperaturas acima de 1000 ºC.



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AGRADECIMENTOS

Os autores agradecem à FAPESP (processo: 2001/04324-8) ao CNPq (processos: 301700/85-0 e 140606/2000-9) e à Cerâmica Saffran S/A pelo apoio dado a este trabalho.

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BRITTLE-DUCTILE TRANSITION OF AN Al2O 3-SiO2 REFRACTORY MATERIAL.

ABSTRACT

Under stable crack propagation condition and low temperatures the stored

elastic energy is converted mainly to surface energy in a ceramic material.

Nevertheless at high temperatures creep can additionally occur in these type of

materials and they will present a ductile behavior. This work has its focus on a

discussion about the brittle-ductile transition of a refractory material. Stable crack

propagation and creep tests were carried out both under three-point bending

arrangement. A commercial refractory containing 63 wt-% of SiO2 and 31 wt-% of

Al2O3 was used as test material. The results show that the change in the behavior

from brittle to ductile is due to the softening of a vitreous phase present in the

microstructure.

Keywords: creep, ceramics, stable crack propagation, vitreous phase, brittle-ductile

transition.



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