“A INFLUÊNCIA DA SEGREGAÇÃO CONTROLADA DOS...
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GOVERNO DO ESTADO DE SÃO PAULO SECRETARIA DA CIÊNCIA TECNOLOGIA E DESENVOLVIMENTO ECONÔMICO E TURISMO FACULDADE DE ENGENHARIA QUÍMICA DE LORENA - FAENQUIL PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS “A INFLUÊNCIA DA SEGREGAÇÃO CONTROLADA DOS SOLUTOS SOBRE O EFEITO MEMÓRIA DE FORMA DE UMA LIGA DO TIPO CU - ZN – AL” CARLOS ANTONIO VIEIRA Lorena – SP – Brasil Maio 2004
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GOVERNO DO ESTADO DE SÃO PAULO SECRETARIA DA CIÊNCIA TECNOLOGIA E DESENVOLVIMENTO ECONÔMICO E TURISMO
FACULDADE DE ENGENHARIA QUÍMICA DE LORENA - FAENQUILPÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
“A INFLUÊNCIA DA SEGREGAÇÃO CONTROLADA DOS SOLUTOS SOBRE O EFEITO MEMÓRIA DE FORMA DE
UMA LIGA DO TIPO CU - ZN – AL”
CARLOS ANTONIO VIEIRA
Lorena – SP – Brasil Maio 2004
GOVERNO DO ESTADO DE SÃO PAULO SECRETARIA DA CIÊNCIA TECNOLOGIA E DESENVOLVIMENTO ECONÔMICO E TURISMO
FACULDADE DE ENGENHARIA QUÍMICA DE LORENA - FAENQUILPÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
“A INFLUÊNCIA DA SEGREGAÇÃO CONTROLADA DOS SOLUTOS SOBRE O EFEITO MEMÓRIA DE FORMA DE
UMA LIGA DO TIPO CU - ZN – AL”
CARLOS ANTONIO VIEIRA
Tese apresentada à Comissão Examinadora do programa de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais da Faculdade de Engenharia Química de Lorena para obtenção do título de “Doutor em Engenharia de Materiais”
Área de concentração: “Materiais metálicos, cerâmicos e poliméricos”
Prof. Dr. Herman Jacobus Cornelis Voorwald – Orientador
Banca Examinadora: Prof. Dr. Herman Jacobus Cornelis Voorwald – FEG/UNESP Prof. Dr. José Arana varela – UNESP
Profa. Dra. Maria Odila Hilário Cioffi – FEG/UNESP Prof. Dr. Miguel Justino Ribeiro Barboza – DEMAR/FAENQUIL Prof. Durval Rodrigues Junior – DEMAR/FAENQUIL
Lorena – SP/ Maio 2004
Ficha Catalográfica Elaborada pela Biblioteca Especializada em Engenharia de Materiais
DEMAR/FAENQUIL
Vieira, Carlos Antônio V665i A influência da segregação controlada dos alunos sobre o
efeito memória de forma de uma liga do tipo Cu-Zn-Al/ Carlos Antônio Vieira. – Lorena, 2004
180f.: il.; 30cm.
Tese (Doutorado em Engenharia de Materiais) – faculdade de Engenharia Química de Lorena. Departamento de Engenharia de Materiais.
Orientador: Herman Jacobus Cornelis Voorwald
1. Efeito memória 2. EMF 3. Fabricação de ligas a base de cobre I. Voorwald, Herman Jacobus Cornelis, Orient. II. Título.
iii
Dedico este trabalho a Cristina – minha esposa, companheira e amiga – e a Frederico
Augusto, Guilherme Apoena e Lucas Alexandre – nossos filhos.
iv
AGRADECIMENTOS
Ao orientador professor Dr. Herman Jacobus Cornelis Voorward pelas diretrizes,
incentivos nos momentos de dificuldades, confiança e apoio.
Ao professor Dr. Helcio José Izonio Filho do Departamento de Engenharia
Química – DEQUI- FAENQUIL, pela realização das análises químicas de composição
das ligas produzidas.
Ao professor Dr. Durval Rodrigues Junior do Departamento de Engenharia de
Materiais – DEMAR - FAENQUIL pela realização das medidas das temperaturas de
transformações de fases das ligas memória de forma estudadas.
Aos professores e funcionários do Departamento de Engenharia de Materiais-
DEMAR- FAENQUIL pela colaboração.
À Universidade de Taubaté, por meio da Pró-reitoria de Extensão, pela
concessão da bolsa-auxílio pesquisa.
Aos técnicos Lamarino Vendramini e José Arauto Ribeiro, da Unitau, por suas
prestimosas colaborações.
À Villares Indústria de Base S/A, pela doação dos niples de grafita utilizados na
fabricação das lingoteiras.
À Sra. Ana Dinorah Rodrigues pela editoração final do trabalho.
E a todos os meus familiares e amigos, pela paciência e generosidade.
v
RESUMO
O Efeito Memória de Forma é conhecido desde a década de 50. Por volta do ano
de 1975, as atenções voltaram-se para as ligas à base de cobre e a partir dos anos 90, as
pesquisas concentraram-se nas soluções de problemas típicos da fabricação deste tipo de
liga, visando atender às exigências de novas aplicações, tornando-as definitivamente um
material funcional. As ligas para os estudos realizados neste trabalho foram produzidas
em fornos de cadinho com queimador a gás (gás natural ou gás liqüefeito de petróleo),
sem atmosfera controlada, com controle de temperatura feito por pirômetros de imersão
e sendo a solidificação realizada em atmosfera ambiente. Todo o equipamento utilizado
na fabricação das ligas estudadas, foi projetado e fabricado no período de
desenvolvimento deste trabalho. Este trabalho apresenta um método de controle da
volatização do zinco que foi empregado na fabricação das ligas básicas. Após um
tratamento de solubilização, essas ligas foram utilizadas em um novo procedimento
proposto de fabricação, por difusão e fusão seletiva, empregado para obter ligas Cu-Zn-
Al com composições químicas distintas no sentido longitudinal do lingote,
caracterizando, desta forma, uma segregação controlada dos solutos. A seguir as ligas
foram laminadas a quente com o propósito de verificar a influência da segregação
controlada dos solutos sobre o Efeito Memória de Forma. As análises dos resultados
permitiram concluir que: a) o processo de controle da volatização do zinco mostrou-se
eficiente; b) a fabricação de ligas com uma segregação controlada ao longo do lingote,
pelo processo de difusão e fusão seletiva é possível; c) a dureza das ligas produzidas
tem um efeito muito mais dependente da morfologia estrutural do que das variações de
composições químicas; d) constatou-se que o efeito da segregação por variação de
massa específica dos elementos químicos não foi eliminado, o que provocou uma
variação na composição química levando as amostras a não manifestarem os Efeitos
Memória de Forma nas temperaturas esperadas e e) a padronização dos procedimentos
de fabricação permitirá produzir ligas com um controle da segregação dos solutos
ampliando o Efeito Memória de Forma em um único componente fabricado com esse
tipo de liga.
Palavras-chave: Efeito Memória de Forma; EMF; fabricação de ligas à base de cobre.
vi
ABSTRACT
The Shape Memory Effect (SME) is known since the decade of 1950. By theyear 1975 the attention focused on the copper-based alloys and from the 90s the researches focused on the solution of problems typically arisen from the manufacturingof this type of alloy, aiming the demands of the new applications. They have been definitely transformed, then, into a functional material.The alloys for the study done in this work were produced in crucible furnace with gas burners (natural and liquefied from petrol) without controlled atmosphere and with control of temperature done by pyrometers of immersion. The solidification occurred on room atmosphere.Theequipment utilized on the manufacturing of the studied alloys has been projected and manufactured during the development of this work.This work presents a method of control of volatization of zinc utilized on the manufacturing of basic alloys. After a solubilization treatment, these alloys have been utilized in a new procedure proposed for manufacturing through selective diffusion and fusion used to obtain alloys Cu-Zn-Al with distinct chemical compositions on the longitudinal direction of the ingot, characterizing a controlled segregation of the solutes.The alloys were, then, hot rolled with the purpose of verifying the influence of the controlled segregation of the soluteson the Shape-Memory Effect (SME). The analysis of the results led to the following conclusions: a) the process of the control of the volatization of zinc proved to be efficient; b) the manufacturing of alloys with controlled segregation along of the ingotby the process of selective diffusion and fusion is possible; c) the hardness of the produced alloys has an effect much more dependent on the structural morphology than on the variation on the chemical compositions; d) it has been verified that the effect of the segregation by the variation of the specific mass of the chemical elements has notbeen eliminated, which caused a variation on the chemical composition leading to thenon manifestation in the expected temperature of the Shape Memory Effect (SME); e) the standardization of the manufacturing procedures will permit the production of alloys with a control of segregation of the solutes broadening the Shape Memory Effect (SME) in just one component manufactured with this type of alloy.
Key-words: Shape Memory Effect; SME; copper-based alloys manufacturation.
vii
ILUSTRAÇÕES
Lista de Figuras Figura 2.1 - Comparação entre as temperaturas de transformações martensíticas
não-termoelástica (Fe-Ni) e uma termoelástica (Au-Cd) ............................ 7Figura 2.2 - Curvas Resistividade X Temperatura para os dois tipos de
transformações martensíticas termo-elásticas.............................................. 9Figura 2.3 - Sistema cristalino CCC: (a) Célula unitária da estrutura cristalina da
fase matriz 2’ (b) e (c) planos {110} da seqüência de empilhamento ........ 10Figura 2.4 - Representação de três tipos de planos resultantes do deslocamento
atômico na transformação martensítica, em (a), (b) e (c) .......................... 11Figura 2.5 - Empilhamento de planos alternados da martensítica resultantes da
seqüência (1)3 ou 3 R ................................................................................. 11Figura 2.6 - Empilhamento de planos alternados fase da fase martensítica
resultantes da sequência (21) ou 9R .......................................................... 12Figura 2.7 - Célula unitária cristalina na fase matriz 1 , em (a) e planos {110} da
sequência de empilhamento, em (b) e (c) .................................................. 13Figura 2.8 - Os Seis tipos de planos resultantes do deslocamento atômico na
transformação martensítica ........................................................................ 13Figura 2.9 - Estruturas martensíticas resultantes do empacotamento alternado dos
planos da Figura 2.20, em (a) 18R (1) , (b) 18 R (2) e (c) 6R .................... 14Figura 2.10 - Representação esquemática da transformação da fase matriz DO 3 ou
( 1 ) para fase martensítica 18 R (l ) ou (’1 ) ............................................ 15Figura 2.11 - As quatro direções possíveis de deformação para um plano {011}......... 16Figura 2.12 - Componentes da deformação na transformação martensítica.(P): fase
matriz; (M): fase martensítica ................................................................. 17Figura 2.13 - Estrutura do diamante grupo II resultante do crescimento das
martensitas lado a lado ............................................................................ 18Figura 2.14 Representação da auto-acomodação das martensitas variantes: (a) em
duas dimensões e (b) em três dimensões................................................. 19Figura 2.15 - Curvas Tensão versus Deformação para um monocristal de uma liga
Cu-34,7Zn-3,0Sn (%em peso), com Mi = -52°C, Mf= - 65°C, Ai == - 50°C e Af= - 38°C................................................................................. 20
Figura 2.16 - Curva Tensão versus Deformação de uma liga com memória de forma a uma temperatura menor que Af.................................................. 21
Figura 2.17 - Correspondência do reticulado cristalino no momento da reversão da transformação matriz - martensita ........................................................... 22
Figura 2.18 - Comportamento das transformações pseudo-elásticas para ummonocristal de uma liga do tipo Cu- Al-Ni ............................................ 23
Figura 2.19 - Representação esquemática da ocorrência dos efeitos EMF e pseudo-elástico em função das tensões e temperaturas........................................ 24
Figura 2.20 - Diagrama Tensão X Deformação mostrando os múltiplos estágios dapseudo-elasticidade associados com as sucessivas transformaçõesinduzidas por tensões............................................................................... 25
Figura 2.21 - Estrutura cristalina das várias martensitas induzidas por tensões nas ligas Cu-Al-Ni, em (a) representação do plano basal e em (b) representação das transformações ........................................................... 26
viii
Figura 3.1 - Diagrama de fase para as ligas Cu-Zn........................................................ 28Figura 3.2 - Diagrama de fase para um sistema ternário Cu-Zn-Al com 6 % em
peso de alumínio ........................................................................................ 29Figura 3.3 - Diagrama de fase para um sistema ternário Cu-Zn-Al, mostrando a
temperatura Mi para a liga com 2 %, 4% e 6 % em peso de alumínio...... 30Figura 3.4 - Relação entre a porcentagem do alumínio e as temperaturas de
transformação para uma liga Cu-Al-Ni, após uma solubilização a 1000°C com resfriamento em água fria ..................................................... 31
Figura 3.5 - Comportamento da deformação em um monocristal da ligatipo Cu-Al-Ni, com Mi = -140°C, Mf= - 150°C, Ai = - 109°C eAf= - 90°C (T<Af) ..................................................................................... 33
Figura 3.6 - Comportamento da deformação em um monocristal da liga tipoCu-Al-Ni, com Mi = - 140°C, Mf= - 150°C, Ai = - 109°C e Af=-90°C ... 34
Figura 3.7 - Comportamento da deformação de uma liga do tipo Cu-Al-Ni policristalina, com Mi = - 82°C, Mf= - 70°C, Ai = - 60°C e Af=-48°C.... 34
Figura 3.8 - Comportamento da deformação de uma liga do tipo Cu-Zn-Al policristalina, com Mi = 15°C, Mf= - 5°C, Ai = 15° C e Af= 155°C........ 35
Figura 3.9 - Relação entre o número de ciclos térmicos (N) e as alterações nas tempera turas de transformações ( T ) para uma liga do tipo Cu-Zn-Al ... 37
Figura 3.10 - Alterações nas curvas Tensão X Deformação de um policristal de Cu-Zn-Sn próprias do ciclo de deformação................................................... 38
Figura 3.11 - Alterações nas curvas Tensão X Deformação de um policristal de Cu-Al-Ni próprias do ciclo de deformação ................................................... 39
Figura 3.12 - Alterações nas curvas Tensão X Deformação de um monocristal de Cu-Al-Ni próprias do ciclo de deformação ............................................. 40
Figura 3.13 - Vida em fadiga dos corpos de provas A, B e C ....................................... 42Figura 3.14 - Curvas Tensão X Deformação e vida em fadiga para um monocristal
de um a liga do tipo Cu-Al-Ni deformada a 24°C e a 100°C,com Mi = - 45°C e Af= - 20 °C............................................................... 43
Figura 3.15 - Relação entre a temperatura e a deformação de uma liga do tipoCu-Al-Ni policristalina............................................................................ 45
Figura 3.16 - Relação entre as temperaturas de transformações e o tempo de envelhecimento, após tratamento de solubilização seguido por envelhecimento a baixa temperatura, 39°C............................................. 51
Figura 4.1 - Forno de cadinho com aquecimento por queimador à gás ......................... 54Figura 4.2 - Forno de cadinho com aquecimento por queima de carvão ....................... 54Figura 4.3 - Forno de cadinho basculante ...................................................................... 55Figura 4.4 - Representação esquemática das zonas estruturais da macroestrutura de
fundição, seção transversal de uma peça cilíndrica ................................... 56Figura 4.5 - Possíveis variações na macroestrutura de uma mesma peça, seção
longitudinal, em função das condições de solidificação: (a) ausênciada zona equiaxial central; (b) presença das três zonas; (c) ausência das coquilhada e colunar .................................................................................. 56
Figura 4.6 - Exemplo de alimentação do metal líquido inadequada (a)e adequada (b) ............................................................................................ 62
Figura 4.7 - Esquema da solidificação dendrítica: a) equiaxial; e b) colunar................ 63
ix
Figura 4.8 - Influência do intervalo de solidificação na formação da estrutura: (a) ligas de grande intervalo de solidificação; e (b) pequeno intervalo de solidificação ............................................................................................... 63
Figura 4.9 - Efeito da velocidade de crescimento de bolhas em sua forma e tamanho...................................................................................................... 65
Figura 4.10 - Formação de bolhas junto à interface metal/molde.................................. 66Figura 4.11 - Representação esquemática da sequência de formação de uma gota
quente durante a solidificação.................................................................... 69Figura 5.1 - Relação entre a composição química e a Mi de transformação ................. 71Figura 5.2 - Forno 2, de cadinho com aquecimento por queimador a gás .................... 75Figura 5.3 - Forno 2 - de cadinho com aquecimento por queimador a gás
(Detalhe da tampa com seu refratário fundido) ......................................... 76Figura 5.4 - Queimador: (1) corpo; (2) direcionador de combustão; (3) entrada de
ar; (4) duto condutor da mistura ar/gás; (5) vedação; (6) suporte do misturador ar/gás; (7) placa defletora: (8) cone venturi e(9) entrada do gás....................................................................................... 78
Figura 5.5 - Suporte do queimador ................................................................................ 78Figura 5.6 -Insuflador de ar: l - rotor; 2 - carcaça; 3 - correia; 4 - motor;
5 - suporte de madeira, e 6 - válvula reguladora do fluxo de ar. ............... 79Figura 5.7 - Ponta para alojamento dos termopares: superior ponta redonda e
inferior ponta chata. ................................................................................... 80Figura 5.8 - Lingoteiras: (a) vistas lateral e (b) vista superior....................................... 82Figura 5.9 - Lingoteiras destruídas após a primeira tentativa de fusão.......................... 82Figura 5.10 - Lingoteiras protegidas por uma estrutura externa de aço Inoxidável
AISI 304 .................................................................................................. 83Figura 5.11 - Lingoteira protegida no interior do Forno 1: (a) antes do processo de
fusão e (b) depois do processo de fusão com forte volatização do zinco ........................................................................................................ 84
Figura 5.12 - Várias lingoteiras de grafite ..................................................................... 85Figura 5.13 - Identificação da disposição da composição química dos lingotes a
serem produzidos por difusão e fusão seletiva: (a) L.456.,(b) L.564. e (c) L.645 .............................................................................. 88
Figura 5.14 - Mufla de aquecimento das ligas a serem laminadas ................................ 90Figura 5.15 - Sistema experimental para caracterização das curvas x T das ligas
com efeito memória de forma. Caracterização durante o aquecimento/resfriamento até 180ºC ......................................................... 94
Figura 5.16 - Sistema experimental para caracterização das curvas x T das ligas com efeito memória de forma. Caracterização durante o resfriamentocom nitrogênio líquido............................................................................... 94
Figura 5.17 - Sistema experimental para caracterização das curvas x T das ligas, com Efeito Memória de Forma.................................................................. 95
Figura 6.1 - Identificação das amostras para análise química de três lingotes comcomposição 72Cu-22Zn-6Al...................................................................... 96
Figura 6.2 - Representação gráfica da Concentração x Posição das análisesquímicas das ligas 72Cu-22Zn-6Al .......................................................... 97
Figura 6.3 - Representação gráfica da Concentração x Posição das análisesquímicas das liga 1 (70Cu-24Zn-6Al), liga 2 (71Cu-23Zn-6Al)e Liga 3 (72Cu-22Zn-6Al). ........................................................................ 99
x
Figura 6.4 - Lingote da liga 3 mostrando dois pedaços de cobre não fundidos, provocados pela retirada da coquilha prematuramente do forno ............. 100
Figura 6.5 - Fratura em uma das interfaces de composições durante processo de usinagem, Liga 645.0.............................................................................. 102
Figura 6.6 - Identificação das amostras das placas a serem laminadas:(a) amostra 2 e (b) amostra 1 ................................................................... 102
Figura 6.7 - Amostras após o processo de laminação: amostras 1 e 2 (liga 456.0) e amostra 3 (liga 4.0) .................................................................................. 105
Figura 6.8 - Aspectos estruturais dos lingotes L.456.1 , L 564.1 e L 645.1 ................ 107Figura 6.9 - Representação gráfica da Concentração de Alumínio x Posição das
análises químicas das liga 456.1, liga 564.1 e Liga 645.1.................... 108Figura 6.10 - Representação gráfica da Concentração de Zinco x Posição das
análises químicas das liga 456.1, liga 564.1 e Liga 645.1.................... 109Figura 6.11 - Representação gráfica da Concentração de Cobre x Posição das
análises químicas das liga 456.1, liga 564.1 e Liga 645.1.................... 109Figura 6.12 - Representação gráfica da Concentração de Alumínio x Posição
equivalente das análises químicas das liga 4.1, liga 5.1 e Liga 6.1...... 110Figura 6.13 - Disposição e identificação dos lingotes das liga 456.1, liga 564.1 e
liga 645.1 ............................................................................................... 110Figura 6.14 - Lingotes após a difusão e fusão seletiva: (a) Lingotes após fusão
seletiva (em bruto) e (b) Marcação dos lingotes para retirada de amostras para análise química ............................................................... 111
Figura 6.15 - Aspectos macrográficos das ligas 456.1, liga 564.1 e liga 645.1........... 111Figura 6.16 - Aspectos macrográficos das liga 4.2, liga 5.2 e liga 6.2 ........................ 114Figura 6.17 - Disposição e identificação dos lingotes das liga 456.4, liga 564.4,
liga 645.4, liga 456.3 e liga 465,3 ......................................................... 114Figura 6.18 - Aspectos macrográficos das liga 456.3 e liga 465.3 .............................. 115Figura 6.19 - Aspectos macrográficos das liga 456.4, liga 564.4 e liga 645.4 ............ 116Figura 6.20 - Ligas 4.2, 5.2, 6.2, 456.3 e 465.3 laminadas a quente............................ 117Figura 6.21 - Mostra as liga 456.4, liga 564.4 e liga 645.4 ......................................... 118Figura 6.22 - Representação gráfica da Concentração de Alumínio x Posição das
análises químicas das liga 456.4, liga 564.4 e Liga 645.4.................... 121Figura 6.23 - Representação gráfica da Concentração de Zinco x Posição das
análises químicas das liga 456.4, liga 564.4 e Liga 645.4.................... 122Figura 6.24 - Representação gráfica da Concentração de Cobre x Posição das
análises químicas das liga 456.4, liga 564.4 e Liga 645.4.................... 122Figura 6.25 - Representação gráfica da Concentração de Alumínio x Posição das
análises químicas das liga 456.3 e liga 465.3....................................... 123Figura 6.26 - Representação gráfica da Concentração de Zinco x Posição das
análises químicas das liga 456.3, liga 465.3......................................... 123Figura 6.27 - Representação gráfica da Concentração de Cobre x Posição das
análises químicas das liga 456.3, liga 465.3......................................... 124Figura 6.28 - Gráfico resistividade elétrica versus temperatura para corrente de
excitação de 0,3A e respectivas temperaturas de transformações de fases durante o aquecimento e resfriamento........................................ 126
Figura 6.29 - Gráfico resistividade elétrica versus temperatura para corrente deexcitação de 0,6A e respectivas temperaturas de transformações de fases durante o aquecimento e resfriamento........................................ 127
xi
Figura 6.30 - Gráfico resistividade elétrica versus temperatura para corrente deexcitação de 0,8A e respectivas temperaturas de transformações de fases durante o aquecimento e resfriamento....................................... 127
Figura 6.31 - Gráfico resistividade elétrica versus temperatura para as ligas 4.2 e 5.2 .......................................................................................................... 128
Figura 6.32 - Gráfico resistividade elétrica versus temperatura para a liga 456.1.... 129Figura 6.33 - Gráfico resistividade elétrica versus temperatura, para as ligas 465.3
e 564.4 ................................................................................................... 130Figura 6.34 - Gráfico resistividade elétrica versus temperatura, para as ligas 456.4
e 456.3 ................................................................................................... 131
xii
Lista de Tabelas
Tabela 3.1 - Efeito da concentração de Níquel na temperatura de transformação de uma liga Cu-Al-Ni (% em peso) ................................................................ 31
Tabela 3.2 - Efeito do resfriamento e composição sobre a temperatura Mi................... 32Tabela 3.3 - Tipos de deformações ocorridas em cada fase, durante os ensaios de
fadiga em uma liga Cu-Al-Ni .................................................................... 41Tabela 4.1 - Cristalografia de Dendritas ........................................................................ 57Tabela 5.1 - Composição química das ligas para estudo da volatização do Zinco ........ 72Tabela 5.2 - Composição química das ligas básicas a serem utilizadas na fabricação
dos lingotes com segregação no sentido longitudinal do lingote por difusão e fusão seletiva .............................................................................. 73
Tabela 5.3 - Massa de cada elemento químico utilizado na fabricação das ligas paracontrole da volatização do zinco................................................................ 73
Tabela 5.4 - Massa de cada elemento químico utilizado na fabricação das ligas a serem utilizadas na fabricação dos lingotes com segregação no sentido longitudinal ................................................................................................ 74
Tabela 5.5 - Grau de pureza de matéria-prima usada na preparação das ligas LMF .... 74Tabela 5.6 - Resultados da calibragem dos termopares montados nas pontas
redonda e chata .......................................................................................... 80Tabela 6.1 - Resultados das análises químicas das ligas 72Cu-22Zn-6Al, posição
analisada por concentração (% em peso) ................................................... 97Tabela 6.2 – Resultados das análises químicas da liga 1 (70Cu-24Zn-6Al), liga 2
(71Cu-23Zn-6Al) ....................................................................................... 99Tabela 6.3 - Valores das reduções sofridas pela amostra 01....................................... 103Tabela 6.4 - Valores das reduções sofridas pela amostra 02....................................... 104Tabela 6.5 - Valores das reduções sofridas pela amostra 03........................................ 104Tabela 6.6 – Resultados das análises químicas da liga 456.1, liga 564.1 e liga 645.1;
posição analisada por concentração (% em peso).................................... 108Tabela 6.7 - Valores de dureza Vickers para as ligas no estado bruto de fundição ..... 119Tabela 6.8 - Valores de dureza Vickers para as ligas laminadas. ................................ 120Tabela 6.9 – Resultados das análises químicas da liga 456.3 e liga 465.3;
posição analisada por concentração (% em peso).................................... 120Tabela 6.10 – Resultados das análises químicas da liga 456.4, liga 564.4 e liga
645.4; posição analisada por concentração (% em peso)......................... 121Tabela 6.11 - Resultados das análises químicas das ligas 4.2, 5.2 e 6.2 ...................... 125Tabela 6.12 – Valores das temperaturas Mi (início da transformação martensítica) -
teórios e reais ........................................................................................... 132
xiii
Lista de Siglas, Símbolos e Abreviaturas
Mi - temperatura de início da transformação martensítica
Mf - temperatura do término da transformação martensítica
Ai - temperatura de início da transformação matriz
Af - temperatura do término da transformação matriz
EMF – Efeito Memória de Forma
LMF – Liga Memória de Forma
SME - Shape Memory Effect
SMA – Shape Memory Alloys
Et’ = variação total de energia na transformação termoelástica
Ec = variação da energia química livre por unidade de volume
To = temperatura de equilíbrio
T = tensão na linha de discordância
G = módulo de elasticidade transversal
b = valor do vetor de Burgers
R = raio de curvatura da linha de discordância
= resistividade elétrica
V = leitura da voltagem
A = área da seção transversal das amostras
I = corrente elétrica
L = distância entre os terminais devoltagem
xiv
SUMÁRIO
CAPÍTULO I - INTRODUÇÃO ............................................................................................................... 1
1.1. Considerações Iniciais ..................................................................................................................... 11.2. Objetivos do trabalho ...................................................................................................................... 51.3. Justificativa...................................................................................................................................... 5
CAPÍTULO II - ASPECTOS TEÓRICOS DAS TRANSFORMAÇÕES MARTENSÍTICASTERMOELÁSTICAS E O EFEITO MEMÓRIA DE FORMA ................................ 7
2.1. A transformação martensítica termoelástica.................................................................................... 72.1.1. Características gerais.............................................................................................................. 7
2.2. Características estruturais das transformações martensíticas........................................................... 92.2.1. Ligas que apresentam transformação martensítica termoelásticas......................................... 92.2.2. Análise da estrutura cristalina na transformação martensítica ............................................ 10
2.3. Mudança de forma na transformação martensítica ........................................................................ 162.4. A própria acomodação da deformação na transformação e nucleação da martensita .................... 172.5 O Efeito Memória de Forma........................................................................................................... 19
2.5.1. Considerações sobre os mecanismos do Efeito Memória de Forma ..................................... 192.6. A origem do Efeito Memória de Forma ........................................................................................ 222.7. A pseudo-elasticidade.................................................................................................................... 23
CAPÍTULO III - VARIÁVEIS E SELEÇÃO DAS LIGAS COM EFEITO MEMÓRIA DEFORMA À BASE DE COBRE................................................................................. 27
3.1 Considerações iniciais .................................................................................................................... 273.2 Ligas Cu-Zn-Al ............................................................................................................................. 273.3. Variações nas temperaturas de transformações ............................................................................. 303.4. O Comportamento da deformação................................................................................................. 32
3.4.1 Deformação em monocristais ................................................................................................. 323.4.2. Deformação em policristais................................................................................................... 34
3.5. A estabilidade do Efeito Memória de Forma (EMF) em ciclos de deformação e ciclos térmicos........................................................................................................................................ 36
3.5.1. O efeito do ciclo térmico sobre o EMF.................................................................................. 363.5.2. O efeito do ciclo de deformação sobre o EMF ...................................................................... 38
3.6. Resistência à fadiga de ligas com Efeito Memória de Forma à base de cobre .............................. 413.7. Resistência à fratura e à ductilidade .............................................................................................. 433.8. Refino de grãos.............................................................................................................................. 463.9. Efeito do envelhecimento ............................................................................................................. 49
3.9.1. Envelhecimento da fase matriz .............................................................................................. 503.9.2. Envelhecimento na fase martensítica..................................................................................... 51
CAPÍTULO IV - A FUSÃO E SOLIDIFICAÇÃO DE LIGAS METÁLICAS................................... 53
4.1. Técnicas e equipamentos de fusão................................................................................................. 534.2. Macroestrutura de fundição ........................................................................................................... 55
4.2.1. A Zona Coquilhada................................................................................................................ 574.2.2. A Zona Colunar ..................................................................................................................... 574.2.3. A Zona Equiaxial Central ...................................................................................................... 58
4.3. A Segregação................................................................................................................................. 594.4. Defeitos originados na solidificação.............................................................................................. 61
4.4.1. Porosidades ........................................................................................................................... 614.4.2. Bolhas .................................................................................................................................... 644.4.3. Inclusões ................................................................................................................................ 66
xv
4.4.4. Trincas de contração ............................................................................................................. 684.4.5. Gotas quentes ........................................................................................................................ 684.4.6. Gotas frias ............................................................................................................................. 69
CAPITULO V - PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL..................................................................... 71
5.1. Seleção das ligas a serem estudadas .............................................................................................. 715.2. Os fornos utilizados na fabricação das ligas em estudos ............................................................... 74
5.2.1. Queimador ou tocha .............................................................................................................. 775.2.2. Insuflador de ar ..................................................................................................................... 785.2.3. Sistemas de controle da combustão ....................................................................................... 795.2.4. O controle da temperatura .................................................................................................... 795.2.5. O sistema operacional do Forno 1 e do Forno 2................................................................... 81
5.3. Sistema de lingoteiras para fusão e solidificação .......................................................................... 815.3.1. A primeira experiência .......................................................................................................... 815.3.2. A segunda experiência........................................................................................................... 825.3.3. A terceira experiência............................................................................................................ 84
5.4. Processos de fabricação das ligas com Memória de Forma do Tipo Cu-Zn-Al comsegregação controlada no sentido longitudinal do lingote............................................................ 85
5.4.1. Processo de fabricação de ligas Cu-Zn-Al com o controle da volatização do zinco............. 865.4.2. Processo de solubilização das ligas produzidas segundo os procedimentos acima ............. 875.4.3. Procedimento de difusão e fusão seletiva para produção de ligas com a segregação
controlada ao longo do sentido longitudinal do lingote......................................................... 875.5. Procedimento de laminação a quente das ligas produzidas ........................................................... 89
5.5.1. O laminador........................................................................................................................... 895.5.2. Mufla de aquecimento............................................................................................................ 905.5.2. Preparação das ligas para laminação e o procedimento de laminação................................ 91
5.6. Procedimento de análise química .................................................................................................. 915.7. Caracterização elétrica das ligas com Efeito Memória de Forma.................................................. 92
CAPÍTULO VI - RESULTADOS E DISCUSSÃO................................................................................ 96
6.1. Experimento I ................................................................................................................................ 966.2. Experimento II............................................................................................................................... 986.3. Experimento III ........................................................................................................................... 1016.4. Experimento IV ........................................................................................................................... 1066.5. Experimento V ............................................................................................................................ 112
6.5.1. Laminação .......................................................................................................................... 1166.5.2. Análise química................................................................................................................... 1206.5.3. Características elétricas e o Efeito Memória de Forma..................................................... 126
CAPÍTULO VII - CONCLUSÕES....................................................................................................... 133
7.1. Propostas para futuros trabalhos.................................................................................................. 134
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ................................................................................................. 135
BIBLIOGRAFIA CONSULTADA....................................................................................................... 140
ANEXO A - Projeto de fabricação de fornos a gás para fusão de ligas metálicas até 1500ºC comatmosfera controlada ...................................................................................................... 143
ANEXO B - Equipamentos e instalações utilizadas na fabricação das ligas com efeito memória de
forma do tipo Cu-Zn-Al, com segregação controlada no sentido longitudinal do
lingote por fusão seletiva ................................................................................................ 177
CAPÍTULO I - Introdução
1.1. Considerações Iniciais
O Efeito Memória de Forma (EMF) foi descoberto no início da década de 50 em
ligas Au-Cd. Na década seguinte (1963), o mesmo efeito foi observado em ligas Ti-Ni,
quando descortinaram-se as primeiras chances de aplicações práticas do fenômeno
devido às excelentes propriedades da liga como resistência mecânica, resistência à
corrosão e ductilidade. Muitas outras ligas com Efeito Memória de Forma foram
descobertas mais tarde, tais como: Cu-Al-Ni, Cu-Zn-Al, Fe3-Pt, Ni-Al, Ag-Cd e Cu-Sn.
No entanto, apenas as ligas à base de cobre apresentaram características que
viabilizariam algumas aplicações em substituição às ligas Ti-Ni.
Por volta de 1975, as atenções voltaram-se mais especificamente para as ligas à
base de cobre, por causa de suas potencialidades como um novo material funcional.
Atualmente, a aplicação das ligas com EMF tem sido pesquisada em vários campos e o
aspecto econômico do seu processamento, tem sido um fator importantíssimo na
escolha de tais ligas. Esta é a principal razão do crescente interesse pelas ligas à base de
cobre, que têm um custo até cem vezes inferior às ligas de Ti-Ni.
Ligas à base de cobre, comparadas com as ligas Ti-Ni, possuem propriedades
mecânicas um pouco mais baixas devido a seu tamanho de grão e maior anisotropia
elástica. Por outro lado, ligas de cobre podem ser produzidas mais facilmente e
economicamente, são mais baratas quando comparadas às ligas Ti-Ni, as quais exigem
tecnologia e processos caros e complicados em sua fabricação (KOSTOV e
ZIVKOVIC, 1997, p. 51).
A fabricação de monocristais de ligas à base de cobre (GARCIA R., 2000) bem
como suas aplicações, têm sido freqüentemente citadas e esclarecidas na literatura sobre
ligas com Efeito Memória de Forma. Entretanto, uma aplicação mais genérica de ligas
policristalinas deverá passar pela elucidação dos seguintes itens:
a) a estabilidade do EMF sob deformações repetidas e ciclos térmicos ocorridos
durante sua aplicação;
b) a resistência à fadiga;
2
c) a resistência mecânica em geral;
d) a plasticidade;
e) o efeito do refino de grão;
h) o efeito do envelhecimento;
i) a interferência da composição química;
j) as condições de solidificação.
A análise separada dos itens acima, em razão de sua complexidade, poderá
inviabilizar economicamente as aplicações mesmo com ligas à base de cobre. A
complexidade em se obter o controle de todos parâmetros e fatores que influem
diretamente sobre o Efeito Memória de Forma inviabiliza técnica e economicamente a
fabricação deste tipo de ligas, principalmente levando-se em conta as exigências de
equipamentos e sistemas de controles, que são de altíssimos custos. Todos esses fatores
tornam definitivamente inviável a produção comercial da liga Cu-Zn-Al.
A aplicabilidade das LMF (Ligas Memória de Forma), como “Material
Inteligente”, sensores e atuadores simultâneo, passa pela necessidade de uma garantia
de seu comportamento (WAYMAN, 1993).
A existência de uma temperatura de transformação martensítica entre fases
metaestáveis supõe uma capacidade intrínseca das ligas. Além disso, a complexidade da
transformação, cria dificuldades substanciais no domínio das aplicações práticas e nos
estudos fundamentais, particularmente por causa da dificuldade de tratamento em
separado de cada fenômeno do conjunto do processo simultâneo que toma lugar no
material no momento das transformações de fases (LOVEY e TORRA, 1999). Desde
1990, a literatura concentra-se nesses problemas de estabilidade das transformações, e
um outro fator que é importante citar, são as dificuldades associadas à resolução e
precisão limitada do equipamento e das técnicas industriais usadas na fabricação deste
tipo de ligas. Para Stalmans, Van Humbeeck e Delaey (1992), a resolução está
assinalada e muito bem explicada, pois é o tipo de instrumento que modifica os
resultados: “os resultados obtidos em estudos anteriores estão influenciados por
artefatos resultantes dos testes de prova”.
3
Algumas vezes, os termos usados na literatura sobre ligas memória de forma
(LMF) são de difícil interpretação. Ortin (1992a e b), por exemplo, alega que as LMF
são inadequadas em aplicações de atuadores contínuos. Também para Wollants, Roos e
Delaey (1993) as medidas de calorimetria têm produzido algumas interpretações
errôneas e controversas, relatadas quanto ao comportamento espontâneo dos ciclos
mecânicos e termodinâmicos, além das controversas em relação aos termos usados nos
estudos das LMF.
Um dos maiores problemas na fabricação das ligas com efeito memória de forma
do tipo Cu-Zn-Al é a volatização do zinco, o que torna difícil o controle sobre a
composição química deste tipo de liga, mesmo na fabricação de ligas monocristalinas
pode-se detctar este tipo de problema (PELEGRINA e ROMERO, 2000).
Os procedimentos até então encontrados para a produção de ligas Cu-Zn-Al
consistiam em adicionar todos os componentes para a fusão em um cadinho, sendo esse
levado até um forno do tipo elétrico à indução com atmosfera controlada (ZHANG,
FERNANDEZ e GUILEMANY, 2000 e DATTA, BHUNYA e BANERJEE, 2001) ou
um outro procedimento usa o tipo de forno de cadinho com aquecimento por queimador
a gás (KOSTOV e ZIVKOVIC, 1997). Feita a fusão, efetuava-se o vazamento do metal
em uma coquilha, cuja solidificação poderia se dar em atmosfera controlada ou em
atmosfera ambiente. Nesta seqüência, era inevitável a perda do zinco por volatização, o
que levava sempre à perda do controle da composição química da liga que se pretendia
produzir.
Apenas a título de reflexão, pode-se concluir que a utilização de ligas com efeito
memória de forma do tipo Ti-Ni, apesar de um custo de até 100 vezes superior aos das
ligas Cu-Zn-Al, ainda é a mais aplicada em tecnologia, graças ao seu rígido controle de
composição química e de comportamento, o que torna essas ligas típicas para aplicações
aeroespaciais.(HOPULELE et al., 2004).
Como um novo material, o conhecimento aumenta progressivamente. Somente
sua análise precisa permitirá um correto e repetitivo comportamento para sua aplicação,
bem como uma nova introspecção para melhorias. A compreensão quantitativa e
comparativa dos mecanismos que caracterizam o material é decisiva para as aplicações
sofisticadas. (LOVEY e TORRA, 1999).
4
Em decorrência da complexidade envolvida nos procedimentos de fabricação de
ligas com efeito memória de forma, cabe aqui a discussão sumária de questões tanto da
Física Clássica, quanto da Quântica. Para a Clássica, cada efeito tem sua causa e, dadas
as leis corretas, tudo pode ser previsto, esses são os princípios que regem
fundamentalmente nossa ciência e tecnologia. Mas também não se pode deixar de ser
influenciados pelas Teorias da Física Quântica, nas quais não se encontram
previsibilidade e, portanto, não há controle possível.
Nos modelos quânticos, os sistemas funcionam no limite entre a ordem e o caos
e, mesmo assim, explicam, com uma quase contraditória harmonia, o nosso meio – do
microcosmo ao macrocosmo, nos quais estão inclusos todos os itens citados de
influência sobre o Efeito Memória de Forma. Os sistemas quânticos se auto-organizam
de modo que suas partes têm propriedades específicas que não são encontradas no todo
e vice-versa. Por isso, não se pode estudar a organização quântica através de análises,
mas partindo-se apenas da apreensão de seu padrão de auto-organização.
No Princípio da Incerteza, fala-se da impossibilidade de determinar com
precisão os dados de um sistema em sua totalidade. Sua grande implicação é que as
perguntas que são feitas vão determinar as respostas que vamos obter. Analogamente,
todas as vezes que se tenta controlar um processo tecnológico introduz-se variáveis que
afetam diretamente o que se pretende controlar, o que é coerente com a citação de
Stalmans, Van Humbeeck e Delaey (1992).
Este trabalho propõem estudar não os efeitos dos processos sobre os resultados
do produto – no caso as ligas com Efeito Memória de Forma –, mas sim o que se pode
produzir com os recursos e métodos disponíveis. Mais uma vez, não se pode esquecer
que nossas necessidades estão sempre à nossa disposição, principalmente quando vistas
do ponto de vista quântico.
A alusão à Física Quântica, neste momento, tem apenas o objetivo de justificar
uma filosofia de trabalho e fazer uma reflexão sobre o conhecimento. É fundamental, no
decorrer deste trabalho, o conhecimento dos fatores que influem no Efeito Memória de
Forma e que estão implícitos muito mais num contexto quântico do que clássico.
Ressalta-se ainda que todos os procedimentos adotados no controle da
volatização do zinco e na produção das ligas com segregação controlada ao longo do
5
sentido longitudinal dos lingotes são inéditos. Não foi encontrada, na literatura,
nenhuma referência sobre a metodologia desenvolvida neste trabalho.
1.2. Objetivos do trabalho
Motivado pelos grandes desafios de produzir ligas com EMF, que venham
atender às exigências de propriedades e econômicas necessárias às suas aplicações, este
trabalho objetiva:
propor métodos de controle da volatização do zinco;
desenvolver processos tecnológicos eficientes na produção de ligas com o
“Efeito Memória de Forma” (EMF), com uma segregação controlada do
soluto, no sentido longitudinal dos lingotes, produzidos a partir dos recursos
tecnológicos disponíveis;
analisar a ampliação do Efeitos Memória de Forma proveniente da
segregação controlada do soluto ao longo do lingote;
estudar as propriedades das ligas produzidas, como sua resistência mecânica e
dureza;
esclarecer pontos desconhecidos ou discutíveis nos meios acadêmicos,
científicos e tecnológicos quanto à grande dificuldade em se controlar a
composição química deste tipo de liga durante sua fabricação.
1.3. Justificativa
O trabalho justifica-se fundamentalmente pela necessidade de se produzir ligas
Memória de Forma – LMF, em equipamentos convencionais e disponíveis a qualquer
pesquisador ou empresa que desejar produzir componentes com esse tipo de material
funcional. O controle de composição química e das propriedades das LMF, conforme já
citado, exige uma grande complexidade de métodos e controles, que claramente não
trouxe nenhuma solução definitiva e viável para a produção das LMF a base de cobre.
As ligas, objeto de estudo deste trabalho, serão produzidas pelo mais simples
processo de fusão, que é aquele feito por intermédio de um forno de cadinho com
aquecimento por queimador à gás (Gás natural ou Gás Liqüefeito de Petróleo), sem
6
atmosfera controlada, com controle de temperatura feito por pirômetro de imersão e
seguida de solidificação realizada em atmosfera ambiente. As ligas serão submetidas
posteriormente à nova técnica de fusão, difusão e solidificação capaz de impor uma
segregação ao longo do lingote, no sentido longitudinal (técnica esta inovadora e
inédita). Espera-se que a nova técnica na produção das LMF possa aumentar a
amplitude do Efeito Memória de Forma, próprio dos efeitos da segregação controlada.
Qualificando-se este novo material para as aplicações tecnológicas, tem-se uma
perspectiva de produção e fabricação de uma nova geração de ligas Efeito Memória de
Forma, disponibilizando, desta forma, um novo material funcional com ampla gama de
aplicações, bem como a abertura de novas frentes de pesquisas vizando otimizar e
qualificar um novo material para aplicações específicas dentro das necessidades
tecnológicas.
7
CAPÍTULO II - Aspectos teóricos das transformações martensíticas termoelásticas
e o Efeito Memória de Forma
2.1. A transformação martensítica termoelástica
2.1.1. Características gerais
As transformações martensíticas termoelásticas são caracterizadas por
necessitarem de uma pequena variação de energia de ativação. Este comportamento
difere consideravelmente das transformações martensíticas, como por exemplo as
transformações típicas dos aços, ou seja, nestas transformações martensíticas
termoelásticas depois dos cristais terem sido nucleados, eles crescem ou decrescem com
a mudança da temperatura, tornando este um ponto importante para o entendimento do
Efeito Memória de Forma.
Os valores das variações das energias da interface e da deformação plástica são
tão pequenas que podem ser desprezíveis nas transformações martensíticas
termoelásticas. O equilíbrio entre o efeito térmico e o efeito elástico leva ao efeito
Termoelástico (FUNAKUBO, 1987). Observa-se que a diferença de energia livre para
promover a força motriz da transformação é muito menor na reação martensítica termo-
elástica, resultando assim em uma histerese bem menor de transformação, conforme
ilustra a Figura 2.1.
Figura 2.1 – Curvas Resistência Elétrica X Temperatura para comparação entre as temperaturas de transformações martensíticas não-termoelástica (Fe-Ni) e uma
termoelástica (Au-Cd)(Fonte: KAUFMAN E COHEN, 1958, p. 165)
8
Para ocorrer a transformação martensítica termoelástica é necessário uma
pequena variação da energia da interface e da energia da deformação plástica. Isso será
possível se:
a mudança estrutural, e conseqüentemente, a mudança de volume da fase
martensítica forem pequenas, e
houver uma boa coerência entre as fases matriz e a martensítica.
Essass condições são satisfeitas quando a fase martensítica possuir uma estrutura
ordenada.
Numa transformação termoelástica tem sido observado experimentalmente que
os primeiros cristais de martensita formados à temperatura Mi são os últimos a sofrerem
a transformação reversa em Af (TONG e WAYMAN, 1974).
Na transformação martensítica, a força de ativação provém da variação de
energia do sistema:
P ____ M
Et’ (transformação da martensita)
M _____ P
Et’ (transformação reversa da martensita)
Os valores das variações de energias são quase iguais para uma temperatura To,
temperatura de equilíbrio, desde que o super-resfriamento (To - Mi) e o
superaquecimento (Ai - Mi) sejam iguais. A temperatura To pode ser obtida por:
To = 1/ 2 ( Ai + Mi) ..................................................................(1)
onde:Ai = Temperatura de início da transformação reversa da
martensita.
Mi = Temperatura de início da transformação martensítica.
No entanto, as transformações martensíticas termoelásticas, não podem ser
analisadas pela equação (1). As transformações martensíticas termoelásticas podem
9
apresentar outras temperaturas de equilíbrio, “To”, antes da transformação iniciar, desde
que só ocorram mudanças nas variações das energias químicas, Ec, e considerando
T = To, onde T é a temperatura de equilíbrio para:
P____ M P______ M
Et’ = Ec = 0
Pode-se observar, Figura 2.2, a existência de dois tipos de transformações
martensíticas termoelásticas, em função de suas temperaturas de equilíbrio,
determinadas através das variações da resistência elétrica das amostras ensaiadas ou
pelas variações de sua resistividade elétrica.
Tipo I: Af > Ai > To > T’o > Mi > Mf ( Au-Cd )
Tipo II: Af > To > Mi > Ai > T’o > Mf ( Cu-Zn )
Figura 2.2 - Curvas Resistência Elétrica X Temperatura para os dois tiposde transformações martensíticas termoelásticas
(Fonte: TONG E WAYMAN, 1974, p. 93)
2.2. Características estruturais das transformações martensíticas
2.2.1. Ligas que apresentam transformação martensítica termoelásticas
As ligas que apresentam a transformação martensítica termoelástica e que
guardam o Efeito Memória de Forma são predominantemente de reticulado cristalino
10
cúbico de corpo centrado (A2), que serão designadas de fase matriz e a fase
martensítica ’ (FUNAKUBO, 1987).
Para as ligas com composições químicas fixas, tendo:
50% do elemento A; 50% do elemento B (porcentagem atômica), tem-se a
fase matriz 2 e a fase martensítica ’2,
75% do elemento A; 25% do elemento B (porcentagem atômica), tem-se a
fase matriz 1 e a fase martensítica ’1.
As exceções do sistema cúbico de corpo centrado (A2) são as ligas In-Ti e Mn-
Cu, que são cúbicas de face centrada (A1) fase a liga Fe-Pd do sistema tetragonal de
face centrada (L10,) fase , e o composto Fe3-Pt com super reticulado cúbico de face
centrada ( L12 ) fase .
Dependendo da fase matriz, as fases martensíticas de outros sistemas cristalinos
podem ser: ’1 ou ’1 ; ’2 ou ’2. Esta notação adotada não é padronizada e está sujeita
a alterações.
2.2.2. Análise da estrutura cristalina na transformação martensítica
a) Transformação da fase matriz 2 para a fase martensítica ’2
A fase matriz 2, tem sistema cristalino CCC, conforme ilustrado
na Figura 2.3.
Figura 2.3 - Sistema cristalino CCC: (a) Célula unitária da estrutura cristalina da fase matriz 2 (b) e (c) planos {110} da seqüência de
empilhamento (Fonte: FUNAKUBO, 1987, p. 15)
11
A martensita, fase ’2 , será formada pelo empilhamento alternado dos planos
{110} a partir da fase matriz representada na Figura 2.3.
A Figura 2.4 representa os planos resultantes do deslocamento atômico numa
transformação martensítica termoelástica.
Figura 2.4 - Representação de três tipos de planos resultantes do deslocamento atômico na transformação martensítica, em (a), (b) e (c)
(Fonte: FUNAKUBO, 1987, p. 16)
O empilhamento alternado dos planos representados na Figura 2.4 resulta nas
seguintes seqüências de empilhamento: (1)3 ou 3R e (2 1 ) ou 9R, originando
assim as fases martensíticas típicas de cada arranjo cristalográfico.
Figura 2.5 - Empilhamento de planos alternados da
martensítica resultantes da seqüência (1)3 ou 3 R
(Fonte: FUNAKUBO, 1987, p. 18)
12
Figura 2.6 - Empilhamento de planos alternados fase da fase martensítica
resultantes da sequência (2 1) ou 9R(Fonte: FUNAKUBO, 1987, p. 18)
As notações (1)3 e ( 2 1) são de Zhdanov (apud FUNAKUBO, 1987, p. 18) e
3R e 9R de Ramsdell (apud FUNAKUBO, 1987, p. 18). Essas notações são
bastante usadas como uma forma de representar o período da seqüência de
empilhamento da martensita. Na notação Ramsdell (apud FUNAKUBO, 1987,
p. 18), o “H” e o “R” representam a simetria hexagonal e a simetria
romboédrica, respectivamente. No entanto, os símbolos individuais não
promovem uma completa descrição da ordem de empilhamento.
A notação Zhdanov (apud FUNAKUBO, 1987, p. 18) representa melhor as
diferenças nas ordens de empilhamento ou empacotamento dos planos atômicos.
A martensita representada por 3R e 9R são constituídas somente de três
variações de planos de empacotamento A, B e C e aparecem nas ligas do tipo 2.
b) Transformação da fase matriz 1 para a fase martensítica ’1
A fase matriz tem estrutura cristalina do tipo DO3 , como exemplo as ligas Cu3Sn
e Cu-Ni-Al, ilustrada na Figura 2.7.
13
Figura 2.7 - Célula unitária cristalina na fase matriz 1 , em (a) e planos {110} da sequência de empilhamento, em (b) e (c)
(Fonte: FUNAKUBO, 1987, p. 15)
A fase martensítica ’1 será formada pelo empacotamento dos planos {110} na
fase martensítica a partir da fase matriz representada na Figura 2.7.
A Figura 2.8 ilustra os tipos possíveis de planos formados pelo deslocamento
atômico na transformação martensítica.
Figura 2.8 - Os Seis tipos de planos resultantes do deslocamento atômico na transformação martensítica
(Fonte: FUNAKUBO, 1987, p. 16)
14
O empacotamento alternado dos planos representados na figura 2.8, resulta nas
seguintes estruturas martensíticas:
(2 1) 6 ou 18 R ( 1 ), (1 1 3 1) ou 18 R ( 2 ) e ( 1 )6 ou 6 R representadas em a, b e c da
Figura 2.9.
Figura 2.9 - Estruturas martensíticas resultantes do empacotamento alternado dos planos da Figura 2.20, em (a) 18R (1) , (b) 18 R (2) e (c) 6R
(Fonte: FUNAKUBO, 1987, p.17)
As martensitas com estrutura cristalina dos tipos 6R e 18R resultam do
empacotamento dos 6 planos variantes: A, B, C, A’, B’ e C’, como exemplo
tem-se as ligas do tipo DO3. Já a martensita com sistema cristalino do tipo 2 H
(notação Ramsdell com simetria hexagonal) pode aparecer em uma ou outra
espécie.
Caso os elementos químicos da liga não sejam iguais, os deslocamentos dos
planos A, B, C, A’, B’ e C’ não ocorrem a 1/3 do parâmetro do reticulado e o
ângulo do eixo C não será normal ao plano basal, ocasionando então um sistema
cristalino monoclínico, necessitando acrescentar na notação da estrutura o
diferencial (M) para designar o reticulado monoclínico (TADAKI, TOKORO e
SHIMIZU, 1975).
15
Analisando a transformação da fase matriz 1 para a fase martensítica ‘1 ou seja
a transformação DO3 em 18 R através da Figura 2.10, permite concluir que
existem as seguintes relações cristalográficas.(SABURI et al., 1980):
(0 1 1) DO3 ________ (001) 18R
1/2 [0 1 1 ]DO3 ____ [100] 18R
[ 1 0 0] DO3 ____ [010] 18R
[0 4 5] DO3 ____ [001] 18R
A Figura 2.10 tem como finalidade representar, esquematicamente, a
deformação por pseudo-cisalhamento na transformação martensítica, bem como
as relações entre os planos e direções da fase matriz com a fase martensítica.
Esta representação ilustra o empacotamento da Figura 2.9 em (a).
Figura 2.10 - Representação esquemática da transformação da fase matrizDO 3 ou ( 1 ) para fase martensítica 18 R (l ) ou ( ’1 )
(Fonte: VIEIRA, 1995, p. 17)
16
Verifica-se, ainda, a existência de 6 tipos de planos (011) na fase matriz e para
cada um existem duas direções de cisalhamento, o que resultará em 12
reticulados equivalentes correspondentes, totalizando 24 planos de hábitos
possíveis, isto se forem considerados 12 planos com referência positiva e outros
12 planos com referência negativa, conforme ilustra a Figura 2.11.
Figura 2.11 - As quatro direções possíveis de deformação para um plano (011)
(Fonte: VIEIRA, 1995, p. 17)
Modelos matemáticas das transformações martensíticas nas ligas Cu-Zn-Al
possibilitam uma visualisação dos fatores microestruturais que influêm nestes tipos de
transformações (GAO e BRINSON, 2002; STUPKIEWICZ, 2004).
2.3. Mudança de forma na transformação martensítica
As deformações decorrentes das transformações são acompanhadas por
mudanças de forma ou efeito de relevos na superfície. Essas mudanças da forma são
resultantes das deformações por movimento cooperativo, ao longo dos planos de hábito;
porém, quando não houver deformação e nem rotação no plano de hábito, o tipo de
deformação passa a ser denominada de deformação plana e invariante (FUNAKUBO,
1987, pp. 27-33).
Macroscopicamente a deformação plana e invariante é uniforme, por causa da
preservação dos planos e linhas retas da fase matriz na fase martensítica. A formação da
fase martensítica variante a partir da fase matriz, Figura 2.12, ilustra as deformações no
plano invariante representadas pela componente por cisalhamento ( s) e a componente
de deformação normal ou axial ( n).
17
Figura 2.12 - Componentes da deformação na transformaçãomartensítica.(P): fase matriz; (M): fase martensítica
(Fonte: FUNAKUBO, 1987, pp. 27-33)
A transformação martensítica termoelástica que ocorre nas ligas que apresentam
o Efeito Memória de Forma são basicamente pura deformação por movimento
cooperativo, uma vez que a mudança de forma envolve, usualmente, pequenas
mudanças no volume e, consequentemente, a transformação procede sem induzir uma
deformação plástica na vizinhança da fase matriz.
2.4. A própria acomodação da deformação na transformação e nucleação da
martensita
A Figura 2.12 mostra a deformação ocorrida quando uma placa de martensita é
formada dentro de um cristal na fase matriz. Esta deformação que acompanha a
transformação martensítica é manifestada diretamente nas mudanças das formas
externas da fase matriz.
Mesmo em um simples cristal da fase matriz, o número de martensitas com
diferentes planos de hábitos aparecerão espalhados por todo o espécime. Essas
martensitas, com diferentes planos de hábitos, são chamadas de martensitas variantes
(FUNAKUBO, 1987, p. 34).
As deformações, como as mostradas na Figura 2.12, não produzirão mudanças
na forma externa do espécime, uma vez que não se dará a transformação em apenas um
sistema de plano de hábito.
18
Além da deformação da martensita variante em vários locais dentro de cada
grão, tem-se, ainda, o efeito compressivo dos cristais vizinhos, quando o espécime for
policristalino.
Na seção 2.2.2, foi feita uma análise da estrutura cristalina na transformação
martensítica da fase matriz DO3 para a martensita 18R e foi concluído que existem 12
reticulados cristalinos equivalentes correspondentes, com 24 planos de hábitos possíveis
para a nucleação da fase martensítica. Observando-se estas martensitas variantes com 4
planos de hábitos crescendo lado a lado, ver-se-á a formação de uma estrutura do
diamante do grupo II, ao redor de um plano da família {101} da super-rede DO3
(Figura 2.13). Esta transformação reduz mutuamente a deformação que acompanha a
transformação martensítica e a este efeito chama-se de A Própria Acomodação, o que
vem explicar a ausência da mudança de forma no espécime, simplesmente pela
transformação martensítica.
Figura 2.13 - Estrutura do diamante grupo II resultante do crescimento das martensitas lado a lado
(Fonte: SABURI et al., 1980, p 15)
A Figura 2.14 tem o único objetivo de ilustrar a auto-acomodações das martensítas
variantes, as quais apresentam uma aleatoriedade em seus sentidos de formação.
A auto-acomodação própria da formação do grupo de placas de martensitas
variantes pode ser melhor compreendidas através de esclarecimentos da cristalografia
(AYDOGDU, AYDOGDU e ADIGUZEL, 2002, p. 500).
19
(a) (b)
Figura 2.14 - Representação da auto-acomodação das martensitasvariantes: (a) em duas dimensões e (b) em três dimensões
(Fonte: BARON, 1998)
No entanto, se uma força externa for aplicada no momento da transformação, a
forma externa do espécime mudará sob a influência desta força, pois esta provocará a
transformação da martensita predominantemente em um dos 24 planos de hábitos
possíveis para a nucleação da martensita, acumulando toda a deformação própria da
transformação num sentido preferencial dado pelo sentido da força aplicada. No entanto
se o espécime for mais tarde aquecido acima da temperatura Af, cuja fase matriz é
estável, a reversão da transformação será induzida e a amostra retornará à forma
original, conclui-se, então, que é possível controlar a mudança de forma nas
transformações martensíticas e este controle nada é do que a aplicação do Efeito
Memória de Forma (EMF).
2.5 O Efeito Memória de Forma
2.5.1. Considerações sobre os mecanismos do Efeito Memória de Forma
A transformação martensítica termoelástica ocorre por deformações pseudo-
cisalhantes e, portanto, opera por uma deformação similar ao deslizamento ou à
maclação. Entretanto, a transformação martensítica é reversível e, portanto, ausente de
deformações plásticas, como as originárias do deslizamento ou da maclação
(FUNAKUBO, 1987, p. 27).
São apresentados para análise, os diagramas x tensão x deformação) para
uma liga Cu-34,7 Zn-3 0Sn, que exibe transformação termoelástica.
20
Figura 2.15 - Curvas Tensão versus Deformação para um monocristal de uma liga Cu-34,7Zn-3,0Sn (%em peso), com Mi = -52°C, Mf = - 65°C, Ai = - 50°C e Af = - 38°C
(Fonte: EISEMWASSER E BROWN, 1972)
a) Quando a temperatura de transformaçãoT Af, uma aparente deformação
plástica segue a deformação elástica na fase matriz. No entanto, esta
deformação, aparentemente plástica, desaparece quase completamente se for
removida a tensão. Tal elasticidade não linear, capaz de recuperar a
aparente deformação plástica da ordem de 7%, é chamada de deformação por
movimento cooperativo, própria das transformações martensíticas induzidas
por tensões.
b) Comportamento da transformação para T < Af. Observa-se, na Figura 2.16
que a deformação não é totalmente reversível após a retirada da tensão.
= 0 e que uma deformação 1 permanece.
A deformação 1 no entanto, será eliminada se a amostra for aquecida. Essa
quase completa eliminação da deformação no aquecimento é que se denomina Efeito
Memória de Forma EMF
21
Figura 2.16 - Curva Tensão versus Deformação de uma liga com memória de forma a uma temperatura menor que Af
(Fonte: FUNAKUBO, 1987, p. 28)
A recuperação da forma provém da diferença de energia livre entre a fase
matriz e a fase martensítica na reversão da transformação No entanto esta
recuperação da forma nem sempre será completa (FUNAKUBO, 1987, p. 28).
Os fatores necessários para uma completa recuperação de forma são:
a transformação deve ser cristalograficamente reversível, e
não deve envolver deformações plásticas na transformação
A reversão cristalográfica existirá não só se a estrutura retornar a sua forma de
origem mas também se o sentido e a orientação forem preservados tal qual as
características cristalográficas da fase matriz, antes da transformação Assim, nessas
condições, a forma será totalmente recuperada.
Para haver a recuperação total será necessário satisfazer as condições:
a liga deve tolerar transformação termoelástica, e
se a deformação for induzida no cristal, sua recuperação ocorrerá por
aquecimento desde que esta deformação seja proveniente da martensita
induzida por tensões.
22
2.6. A origem do Efeito Memória de Forma
Como foi visto na seção 2.8 há 24 planos de hábitos possíveis para a nucleação
da martensita porém estas martensitas só coales cerão nos planos que estiverem
favoravelmente orientados com a tensão resultando num sentido preferencial da
martensita
Como a transformação martensítica ocorre preferencialmente no sentido da
tensão suas deformações por movimento cooperativo também obedecem o sentido da
tensão, levando assim o espécime a uma mudança de forma externa no sentido da
tensão
Se a tensão for removida no meio da transformação martensítica a partir deste
instante as novas martensitas terão orientação aleatória e poderão não contribuir para a
mudança de forma do espécime. A ilustração da possibilidade de uma recuperação total
pode ser feita a partir da Figura 2.17.
Figura 2.17 - Correspondência do reticulado cristalino no momento da reversão da transformação matriz - martensita
(Fonte: OTSUKA E SHIMIZU, 1977)
São três as possibilidades de transformação: A, B e C, conforme ilustra a
Figura 2.17, em (a) A simples observação leva a concluir que apenas a possibilidade
"A" ocorrerá, representada em (b), pois é a mais favorável energeticamente, uma vez
que resultará numa situação mais estável, pois é a única situação em que os vínculos
23
são entre átomos idênticos, o que não ocorre com as possibilidades "B" e "C",
representadas em (c), às quais resultam numa maior energia para o sistema.
A menor energia resultante da possibilidade “A” (Figura 2.17) está realacionada
com a concentração de elétrons/átomos, (e/a), na liga e pela soma de seus pares
pontenciais entre os átomos vizinhos, o par potencial é aceito por estar independente da
estrutura do cristal, mas sim sendo função apenas da distância entre eles (AHLERS,
1996). Conclui-se que a fase matriz será automaticamente preservada Logo a forma
memorizada será a desta fase.
A memorização parcial da fase martensítica pode ocorrer quando:
a martensita for submetida a uma excessiva deformação, e
aquecendo-se o espécime sob compressão após este ter sido deformado no
estado martensítico. (OTSUKA e SHIMIZU, 1977)
2.7. A pseudo-elasticidade
O comportamento da pseudo-elasticidade está associado às transformações
martensíticas induzidas por tensões quando o espécime estiver a uma temperatura
acima de Af A martensita só existirá se for induzida por tensão Logo, quando se retira
a tensão a reversão da transformação ocorrerá pois a martensita é instável em
temperaturas superiores à Af Assim sendo tem-se uma seqüência de deformações
conforme ilustra a Figura 2.18
0
Figura 2.18 - Comportamento das transformações pseudo-elásticas para um monocristal de uma liga do tipo Cu- Al-Ni
(Fonte: OTSUKA E SHIMIZU, 1981)
24
Uma análise desta figura mostra as seguintes deformações:
o_ a: deformação elástica da fase matriz;
a_ b: deformação pseudo-elástica, durante a transformação da fase
matriz para a fase martensítica induzida por tensão;
b_ c: deformação elástica da fase martensítica;
c_ d: recuperação da deformação elástica da fase martensítica;
d_ e: reversão da transformação martensítica induzida por tensão
para fase matriz, e
e_ o recuperação da deformação elástica da fase matriz
Os estudos sobre o Efeito Memória de Forma (EMF) e das transformações
pseudo-elásticas permitem a representação esquemática de seu comportamento, Figura
2.19 (OTSUKA e WAYMAN apud FUNAKUBO, 1987, p. 41).
Figura 2.19 - Representação esquemática da ocorrência dos efeitos EMF e pseudo-elástico em função das tensões e temperaturas
(Fonte: OTSUKA e WAYMAN, apud FUNAKUBO, 1987, p. 41).
Porém para que o Efeito Memória de Forma seja possível, é necessário trabalhar
as transformações por variações termodinâmicas aliadas à uma tensão aplicada ao
25
espécime com valores de tensões que variam de um mínimo até um máximo dados
pelas tensões críticas de escorregamento cujo resultado está ilustrado na Figura 2.19.
Para tensões menores que o valor da tensão crítica de escorregamento B não
ocorrerá a transformação pseudo-elástica Esta só ocorrerá entre os valores de tensões
de escorregamento crítico A e B e a temperaturas superiores a Ai Nesta situação
observa-se que apenas as martensitas induzidas por tensões são estáveis
As ligas com Efeito Memória de Forma podem apresentar múltiplos estágios de
transformação pseudoelásticas conforme ilustra a Figura 2.20
Figura 2.20 - Diagrama Tensão X Deformação mostrando os múltiplos estágios dapseudo-elasticidade associados com as sucessivas transformações induzidas por tensões
(Fonte: OTSUKA e SHIMIZU, apud FUNAKUBO, 1987, p. 50)
26
Os diagramas da Figura 2.20 foram feitos para um monocristal da liga Cu-
14 0Al-4 2Ni (% em peso) com orientação das tensões mais ou menos ao longo da
direção <001> 1 da fase matriz. A visualização das transformações estruturais ocorridas
nas mudanças de fases acima podem ser melhor entendidas através da Figura 2.21
(OTSUKA e SHIMIZU, apud FUNAKUBO, 1987, p. 51).
(a) (b)
Figura 2.21 - Estrutura cristalina das várias martensitas induzidas por tensões nas ligas Cu-Al-Ni, em (a) representação do plano
basal e em (b) representação das transformações(Fonte: OTSUKA e SHIMIZU, apud FUNAKUBO, 1987, p. 51)
Na Figura 2.21, em (b), pode-se observar, na seqüência da esquerda para a
direita, os sistemas cristalinos típicos das martensíticas nas ligas com transformações
termoelásticas , representadas pelas fases ’1, ’1, ”1 e ’1.
27
CAPÍTULO III - Variáveis e seleção das ligas com Efeito Memória de
Forma à base de cobre
3.1. Considerações iniciais
A liga com Efeito Memória de Forma à base de cobre com o maior
interesse comercial é a Cu-Zn-Al geralmente acrescida de um 4o elemento químico,
isso devido ao seu custo de produção ser de até 100 vezes inferior ao das ligas Ti-Ni.
Estas ligas, TiNi, são as mais utilizadas e produzidas atualmente. Ainda tem-se as ligas
Cu-Al-Ni, apesar de menor intersse comercial tem sido pesquisada e estudada
(HOPULELE et al., 2004).
A primeira análise para a escolha de uma liga com memória de forma LMF a
base de cobre, deve ser feita nos seus respectivos diagramas de fases onde devem ser
selecionadas ligas contidas no campo da fase A estabilidade da fase
em temperaturas elevadas é um importante parâmetro no efeito memória de
forma conforme item 2.2.1.
3.2 Ligas Cu-Zn-Al
A Figura 3.1 representa um diagrama de fases para o sistema Cu-Zn (VAN
VLACK, 1984) Na faixa de composição entre 30 % e 60 % de zinco em peso tem-se as
seguintes fases
fase , solução sólida substitucional primária de Zn em Cu, com estrutura
cristalina (CFC), A1,
fase , solução sólida substitucional de estrutura (CCC), A 2, desordenada,
onde os átomos de Cu e de Zn posicionam-se aleatoriamente nos vértices e
nos centros das células unitárias,
28
fase ’, fase intermediária com estrutura (CCC), B2 ordenada, ou seja,
mantém uma configuração de átomos de cobre alternados com átomos de
zinco, e
fase , fase intermediária do tipo composto Cu5 Zn8 com estrutura cristalina
(CCC), D8 2
Figura 3.1 - Diagrama de fase para as ligas Cu-Zn(Fonte: VAN VLACK, 1984)
No sistema binário Cu-Zn da Figura 3.1 observa-se que a fase é estável até
temperaturas relativamente baixas portanto as transformações martensíticas irão
ocorrer em temperaturas muito baixas este fato leva à necessidade de uma adaptação
das transformações da fase a temperaturas mais elevadas por intermédio da
adição do alumínio o que desloca para temperaturas mais elevadas a reação eutetóide
29
No diagrama da Figura 3.2 (DELEAY et al., 1978) fica evidenciado o
deslocamento para a esquerda da fase para ligas com menores teores de zinco e em
temperaturas mais elevadas com a adição do alumínio
Figura 3.2 - Diagrama de fase para um sistema ternário Cu-Zn-Al,com 6 % em peso de alumínio (Fonte: DELEAY et al., 1978)
Nos gráficos representados na Figura 3.3 (BARON, 1998) pode-se observar a
influência do teor de alumínio sobre a temperatura de início da transformação
martensítica, a temperatura Mi
30
Figura 3.3 - Diagrama de fase para um sistema ternário Cu-Zn-Al, mostrando a temperatura Mi para a liga com 2 %, 4% e 6 % em peso de alumínio
(Fonte: BARON, 1998)
3.3. Variações nas temperaturas de transformações
Um cuidadoso controle da composição química da liga deverá ser feito quando
se desejar temperaturas de transformações específicas. A Figura 3.4 (MIYAZAKI,
ICHINOSE e OTSUKA apud FUNAKUBO, 1987, p. 123) mostra a relação entre as
percentagens de alumínio e as temperaturas de transformações para uma liga Cu-Al-Ni.
31
AfAiMiMf
Figura 3.4 - Relação entre a porcentagem do alumínio e as temperaturas de transformação para uma liga Cu-Al-Ni, após uma solubilização a 1000°C com
resfriamento em água fria (Fonte: FUNAKUBO, 1987, p. 123)
A Tabela 3.1 mostra a relação entre a concentração de Ni e as temperaturas de
transformação para uma liga Cu-Al-Ni, após um tratamento de solubilização 920 oC
com resfriamento em água (NAKAMURA et all, apud FUNAKUBO, 1987, p. 124).
Tabela 3.1 - Efeito da concentração de Níquel na temperatura de transformaçãode uma liga Cu-Al-Ni (% em peso)
Cu (%) Al (%) Ni (%) Mi (oC) Mf (oC) Ai (oC) Af (oC)72 28 0 12 -33 -43 4771 28 1 -8 -23 4 1770 28 2 -3 -4 10 1769 28 3 -25 -40 -13 768 28 4 -93 -101 -73 -43
Fonte: Funakubo, 1987, p. 124
As variações das temperaturas de transformação decorrem muito mais do
aumento da concentração do alumínio em relação ao teor de cobre, nas ligas
apresentadas na Figura 3.4, do que propriamente aos efeitos do níquel na difusão
atómica do cobre e do alumínio.
A Tabela 3.2 mostra a variação da temperatura de transformação Mi, em função
da velocidade de resfriamento. Negligenciando a composição química, observa-se um
32
aumento do valor da temperatura Mi, quando se tem menores velocidades de
resfriamento.
Os efeitos da velocidade de resfriamento podem ser causados pela variação da
concentração de alumínio na matriz, próprio das mudanças provenientes de
precipitações, excesso de vacâncias retidas pelo resfriamento, ou pelo aumento das
tensões induzidas termicamente. No entanto, os mecanismos para explicar as mudanças
da temperatura Mi, não estão ainda bem esclarecidos.
Na Tabela 3.2, verifica-se a relação entre a velocidade de resfriamento,
composição e temperatura de transformação Mi, para ligas do tipo Cu-Al-Ni, após
tratamento de solubilização a 1000 ° C e resfriamento na temperatura Tr = 15 °C e Tr =
100 °C (MYIAZAKI et al., 1981, p. 244).
Tabela 3.2 - Efeito do resfriamento e composição sobre a temperatura Mi
% em peso) Tr oC) Mi (oC) Tr (oC) Mi (oC)
Cu-14 0-Al-3 9Ni 15 9 100 90Cu-14 1-Al-4 0Ni 15 11 100 60Cu-14 2-Al-4 0Ni 15 45 100 35
Fonte: MYIAZAKI et al., 1981, p. 244
3.4. O comportamento da deformação
3.4.1. Deformação em monocristais
Para temperaturas inferiores a Mi (T < Mi), existem placas de martensita
termicamente estáveis antes da deformação. Logo, o movimento das interfaces entre as
placas de martensita, ou das interfaces das maclas dentro da martensita, agem como um
modo de deformação operando em baixas tensões. A região elástica é muito limitada e a
deformação ocorre facilmente conforme ilustrado na Figura 3.5 (a) (OTSUKA et al.,
1976).
Para temperaturas maiores que Mi e menores que Af, (Mi < T < Af), existe uma
região elástica da fase matriz, que se expande até a tensão que induz a transformação da
martensita '1. Após a martensita ser induzida ocorre imediatamente uma queda da
tensão e este fenômeno deve-se ao fato do surgimento da fase martensítica. Com o
33
surgimento instantâneo da martensita sobre uma extensa área, uma grande deformação é
concomitantemente aliviada e ocorrerá um significativo relaxamento da tensão – Figura
3.5 (b).
Nas temperaturas inferiores a Af, toda ou parte da deformação ocorrida na
transformação permanece mesmo depois de aliviada a tensão; mas estas deformações
serão completamente recuperadas se o espécime for aquecido a uma temperatura acima
de Af, retornando assim a sua forma original. Este é o fenómeno já conhecido como
SME (OTSUKA et al., 1976).
Figura 3.5 - Comportamento da deformação em um monocristal da liga tipo Cu-Al-Ni, com Mi = -140°C, Mf = - 150°C, Ai = - 109°C e Af = - 90°C (T < Af)
(Fonte: OTSUKA et al., 1976)
Para temperaturas superiores a Af (T > Af), as tensões induzirão à transformação
da martensita ’1 e, portanto, não haverá grande queda da tensão. Porém, se a
temperatura for próxima da temperatura Af, no meio da deformação própria da
martensita ’1 aparecerá uma queda da tensão devido à transformação da martensita ’1
induzida por tensão, conforme ilustra a Figura 3.6 (a). Como acima da temperatura Af
a martensita é instável, basta que seja retirada a tensão para que o espécime retorne a
sua forma original, exibindo assim, o fenômeno de pseudo-elasticidade (OTSUKA et
al., 1976).
34
Figura 3.6 - Comportamento da deformação em um monocristal da liga tipo Cu-Al-Ni, com Mi = - 140°C, M = - 150°C, Ai = - 109°C e Af =-90°C (Fonte: OTSUKA et al., 1976)
3.4.2. Deformação em policristais
Para temperaturas menores que Mi (T < Mi) (OISHI e BROWN, 1971), a fase
martensítica é também elástica na região de temperaturas inferiores a Mi. Isso indica
que a movimentação das interfaces entre as martensitas Variantes ou dos contornos de
maclas são mais difíceis que nos monocristais, devido às forças compressivas dos grãos.
Figura 3.7 (a).
Para temperaturas maiores que Mi (T > Mi), as tensões necessárias para induzir
a transformação martensítica aumentam com o aumento da temperatura, análogo aos
monocristais, Figura 3.7 (b) e (c).
Para temperaturas maiores que Af (T > Aí), no caso do monocristal, o espécime
manifestava completa pseudo-elasticidade. Porém, no espécime policristalino poderá
ocorrer a fratura antes que seja atingido o valor da tensão necessária para induzir a
martensita. Figura 3.7 (d).
Figura 3.7 - Comportamento da deformação de uma liga do tipo Cu-Al-Ni policristalina, com Mi = - 82°C, Mf = - 70°C, Ai = - 60°C e Af = -48°C
(Fonte: OISHI e BROWN, 1971)
35
A suscetibilidade à fratura intergranular em ligas Cu-Al-Ni resulta num
importante impedimento de aplicações práticas deste tipo de liga à base de cobre,
tornando necessário um perfeito dimensionamento e classificação de sua aplicação.
As ligas à base de Cu-Zn apresentam maior ductilidade no estado policristalino e
suas propriedades são mais promissoras entre as ligas à base de cobre com efeito
memória de forma.
Na Figura 3.8 (WIELD e GILLAN, 1977), é mostrado o comportamento da
deformação da liga Cu-Zn-Al, pode-se observar o quase completo EMF e a pseudo-
elasticidade para tensões inferiores a 200 MPa se o espécime for deformado nos níveis
de tensões superiores a 200 MPa. Como mostram as curvas para 180 °C e 220 °C, tem-
se a indicação de uma deformação residual permanente, pois nestas temperaturas
superiores a Af, a fase estável é a matriz.
Figura 3.8 - Comportamento da deformação de uma liga do tipo Cu-Zn-Al policristalina, com Mi = 15°C, Mf= - 5°C, Ai = 15° C e Af = 155°C
(Fonte: WIELD e GILLAN, 1977)
Nas ligas ternárias à base de Cu-Zn tem-se uma maior facilidade de
deslizamento, o que permite um alívio da concentração de tensões nos contornos de
grãos durante a deformação. Sendo assim, elas são menos suscetíveis à ocorrência de
trincas.
36
De acordo com citações anteriores para que seja garantida a utilização com fins
tecnológicos das ligas memória de forma (LMF), deverão ser analisados outros tópicos
sobre essas ligas, entre os quais:
a) a estabilidade do Efeito Memória de Forma, sobre o ciclo de deformação e o
ciclo térmico a que estará sujeita a liga durante seu uso;
b) a resistência à fadiga;
c) a resistência à fratura e a ductilidade;
d) o refino de grãos, e
e) o efeito do envelhecimento.
3.5. A estabilidade do Efeito Memória de Forma (EMF) em ciclos de deformação e
ciclos térmicos
A estabilidade das ligas com Efeito Memória de Forma, que envolve repetidas
transformações e reversões, deve ser estudada quanto às alterações na capacidade de sua
recuperação da forma após submetida a ciclos térmicos e/ou ciclos de deformações
(PERKINS e MUESING, 1983).
3.5.1. O efeito do ciclo térmico sobre o EMF
O ciclo térmico altera as temperaturas de transformações o que pode ser
comprovado experimentalmente. Com o aumento do número de ciclos, excluindo-se a
temperatura Ai, as demais temperaturas sofrerão mudanças: Mi, Af e Mmáx. aumentarão;
e Mf e A máx decrescerão, conforme pode ser visualizado na Figura 3.9.
37
Mf
Ai
Af
Mi
Mmáx.
Amáx.
T (oC)
Figura 3.9 - Relação entre o número de ciclos térmicos (N) e as alterações nas tempera turas de transformações ( T ) para uma liga do tipo Cu-Zn-Al
(Fonte: PERKINS e MUESING, 1983)
Foi confirmada a elevação da temperatura Mi pela presença de colônias de
martensita em temperaturas 20°C acima da temperatura Af inicial, de antes dos ciclos
térmicos. Tem-se demonstrado que o ciclo térmico introduz discordâncias na estrutura
(PERKINS e MUESING, 1983). A região onde o cristal de martensita é nucleado pode
ser determinada pela existência destas estruturas de discordâncias. Além disso,
observou-se que estes são os locais onde os cristais desaparecem na reversão da
transformação. O fato de que a temperatura Mi muda mais do que a temperatura Af
indica que a estrutura de discordâncias, gerada pelo ciclo térmico, tem diferente efeito
no crescimento e no processo de reversão da martensita, como também na localização e
no processo de nucleação, que são fortemente afetados.
Desde que a estrutura de discordâncias introduzida pelo ciclo térmico endurece a
fase matriz e eleva o valor da tensão crítica de escorregamento, torna-se mais difícil a
movimentação das discordâncias para novos ciclos. Após aproximadamente dez ciclos,
a deformação por escorregamento torna-se mais difícil durante as transformações e a
densidade de discordâncias tende a se estabilizar. Além disso, as mudanças nas
temperaturas de transformações são raramente detectadas. Assim a estabilidade das
38
temperaturas de transformação pode ser obtida por uma pré-exposição da liga a um
ciclo térmico, antes de sua aplicação definitiva.
Como os efeitos dos ciclos térmicos são provenientes da introdução das
discordâncias, nas ligas Cu-Al-Ni com tensões críticas de escorregamento mais elevadas
que as das ligas Cu-Zn-Al, deve-se esperar menor sensibilidade a este efeito.
A degradação do efeito memória de forma acima de duzentos ciclos foi
detectado em uma liga Cu-Zn-Al e cujo principal motivo foi o próprio envelhecimento
(DATTA, BHUNYA e BANERJEE, 2001)
3.5.2. O efeito do ciclo de deformação sobre o EMF
As repetidas aplicações das ligas com EMF levam a uma incompleta
recuperação das deformações. Esse efeito depende das tensões aplicadas e do número de
repetições, diminuindo, assim, a capacidade de recuperação da forma (BROWN, 1979 e
1982; SAKAMOTO e SHIMIZU apud FUNAKUBO, 1987, p. 135).
Nas aplicações das ligas com efeito de pseudo-elasticidade, onde nas quais as
deformações ocorrem para tensões mais elevadas do que nos casos do EMF, a
degradação da capacidade de recuperação da forma é mais acentuada (BROWN, 1982,
p. 25).
Figura 3.10 - Alterações nas curvas Tensão X Deformação de um policristal deCu-Zn-Sn próprias do ciclo de deformação
(Fonte: BROWN, 1982, p. 25)
39
Na Figura 3.10, no primeiro ciclo de deformação e após o começo da
transformação, existe uma região onde a deformação prossegue aproximadamente com
a tensão constante. No segundo ciclo, a deformação prossegue com um pequeníssimo
aumento da tensão. Isto é devido ao escorregamento que ocorreu no primeiro ciclo,
evidenciado pela deformação, a qual permanece após o descarregamento do espécime.
Visto que o campo de tensões formado pela introdução da estrutura de discordâncias,
durante a deformação por escorregamento no primeiro ciclo, promove a fácil
transformação da martensita induzida por tensão durante as subsequentes
transformações e após o segundo ciclo, é necessária uma pequena força para ocorrer a
transformação da martensita induzida, o que leva a uma região elástica diminuída.
A razão do gradual aumento da tensão durante a formação da fase martensítica é
que as tensões internas variam com a localização dentro do espécime. Então, a tensão
interna influi para baixar a tensão necessária para transformação martensita induzida, o
que pode provavelmente ajudar na formação da martensita induzida termicamente, e
podendo causar a mudança da temperatura Mi, já comentada na seção anterior.
Nas ligas Cu-Zn-Al a deformação por escorregamento ocorre facilmente, uma
vez que o valor da tensão para o deslizamento é aproximadamente 3 vezes menor que a
tensão crítica para ocorrer o escorregamento nas ligas Cu-Al-Ni.
Nas curvas de Tensão x Deformação para a liga Cu-Al-Ni observa-se uma
pequena variação do comportamento da tensão ou da deformação em função dos ciclos,
o que deve ser causada pela relativa estabilidade das propriedades. Isto é devido ao
difícil início do escorregamento nesta ligas (SAKAMOTO e SHIMIZU apud
FUNAKUBO, 1987, p. 135).
40
Figura 3.11 - Alterações nas curvas Tensão X Deformação de um policristal deCu-Al-Ni próprias do ciclo de deformação
(Fonte: FUNAKUBO, 1987, p. 135)No entanto, após apenas nove ciclos, o espécime fratura. Isto por que a tensão
elástica gerada para manter a coerência da deformação do contorno de grãos não foi
facilmente aliviada por deformação Assim, trincas podem surgir no contorno e provocar
a fratura intergranular.
Essa espécie de fragilidade encontrada nas ligas do tipo Cu-Al-Ni, originária da
concentração de tensões geradas nos contornos de grãos, pode ser um comportamento
menos estável em relação a um espécime monocristalino, uma vez que não existem os
contornos de grãos.
As curvas Tensão X Deformação para um espécime monocristalino de uma liga
Cu-Al-Ni, obtida dentro do comportamento pseudo-elástico em temperaturas maiores
que Af, no qual as tensões e deformações são ambas maiores que no espécime
policristalino. No presente caso, o espécime suportou mais de 400 ciclos, mas esse valor
é aproximadamente a metade da vida útil da liga Cu-Zn-Sn (BROWN, 1979, p. 217).
Figura 3.12 - Alterações nas curvas Tensão X Deformação de um monocristal de Cu-Al-Ni próprias do ciclo de deformação
(Fonte: BROWN, 1979, p. 217)
Conclui-se que os cristais de Cu-Al-Ni são essencialmente frágeis sob condições
de deformações cíclicas. Já as ligas à base de Cu-Zn são mais recomendadas para
aplicações tecnológicas. Mas dada à necessidade de se manter estáveis as propriedades
41
durante o ciclo de deformação, as tensões empregadas devem ser mantidas o mais baixo
possível. No entanto, ainda que o efeito dos ciclos seja inicialmente grande, o
comportamento ajusta-se dentro de um estado aproximadamente estável com a
continuidade dos ciclos. Este fato pode levar a uma estabilidade das propriedades da
liga.
3.6. Resistência à fadiga de ligas com Efeito Memória de Forma à base de cobre
A origem e as previsões da vida em fadiga devem ser bem conhecidas, para que
as técnicas disponíveis para ampliar o período de utilização dessas ligas sejam
dominadas.
A fadiga nas ligas com EMF é fortemente dependente do modo como ocorre a
deformação por ciclo. Assim, todos os parâmetros que interferem no processo de
deformação por ciclo, interferirá na vida em fadiga. Por exemplo:
as diferenças entre as fases matriz e martensítica,
as interfaces entre as martensitas variantes,
os contornos de grãos, e
estrutura das discordâncias antes e após a transformações de fases.
Para analisar os efeitos das estruturas sobre o comportamento em fadiga,
Sakamoto, Kijima e Shimizu (1982) submeteram corpos de provas a ensaios de fadiga,
conforme sistematizado na Tabela 3.3, à temperatura ambiente.
Tabela 3.3 - Tipos de deformações ocorridas em cada fase, durante os ensaios de fadiga em uma liga Cu-Al-Ni
CP Temperatura Fase Tipo deMi (ºC) deformação
A -93 Matriz elásticaB 0 Martensita induzida por tensão induzida por tensão
C 147 Martensita ‘ termo- própria do rearranjodinamicamente estável da estrutura
Fonte: Shimizu (1982)
42
O espécime A tem maior resistência à fadiga entre os três, segundo Figura 3.13,
e somente tolerará deformações elásticas. No caso do espécime B, o valor da resistência
à fadiga foi o menor, indicando que a fadiga é significativamente comprometida,
quando ocorre a transformação martensítica induzida por tensão. Em tais casos, a fratura
provém das tensões produzidas para manter a coerência entre as deformações devido às
transformações nos contornos de grãos ou nas interfaces entre a fase matriz e a fase
martensítica. Essa fratura é intergranular e pode-se concluir que ela é causada pêlos
motivos já expostos. No espécime C, a resistência à fadiga é maior que em B, isso deve-
se ao fato da melhor coerência entre as interfaces das martensitas variantes ou entre as
interfaces de maclação dentro das martensitas.
A Figura 3.13 (SAKAMOTO, KIJIMA e SHIMIZU, 1982) representa a vida em
fadiga para os três espécimes anteriormente referidos.
C
B
A
Figura 3.13 - Vida em fadiga dos corpos de provas A, B e C(Fonte: SAKAMOTO, KIJIMA e SHIMIZU, 1982)
Nos casos B e C, pode-se ter um aumento na vida em fadiga para solicitações
com baixa tensão, o que resulta em baixos índices de concentrações de tensões nos
contornos de grãos. No entanto são nestes casos que a fratura é fundamentalmente
intergranular, e isto vem confirmar que a razão da baixa vida em fadiga nas ligas à base
de cobre policristalina é própria da existência do contorno de grãos.
A análise anterior pode levar a uma previsão prematura de longa vida para
espécimes monocristalinos submetidos à fadiga; no entanto, a Figura 3.14 mostra um
espécime fraturado após 256 ciclos de deformação pseudo-elástica. Se o espécime com
a mesma composição química e orientação for submetido às mesmas deformações a
43
100°C, a uma idêntica tensão no regime elástico e não ocorrerem transformações
martensíticas induzidas por tensões, o espécime não fraturará antes de 4600 ciclos.
Deste resultado conclui-se que a causa da fratura por fadiga num monocristal é devido à
formação e movimentação de interfaces entre a fase matriz e a fase martensítica
(BROWN, 1979).
Figura 3.14 - Curvas Tensão X Deformação e vida em fadiga para um monocristal de um a liga do tipo Cu-Al-Ni deformada
a 24°C e a 100°C, com Mi = - 45°C e Af= - 20 °C (Fonte: BROWN, 1979)
As curvas Tensão X Deformação apresentam uma aparente recuperação das
deformações. No entanto, uma microscópica deformação não é reversível e a fratura por
fadiga ocorre como resultado deste acúmulo de deformação. Pode-se concluir que as
ligas à base de cobre prezam-se à aplicações de baixo ciclos de deformações.
3.7. Resistência à fratura e à ductilidade
A fratura das ligas com efeito memória de forma pode apresentar os seguintes
aspectos:
a) fratura dúctil para ligas Ti-Ni, e
b) fratura frágil intergranular para ligas à base de cobre.
44
A análise da fratura intergranular deve passar pelas considerações sobre suas
possíveis causas:
a) orientação cristalográfica;
b) granulação grossa;
c) dependência da orientação com a deformação da transformação, e
d) segregação nos contornos de grãos.
Nas ligas Cu-Al-Ni com significativa anisotropia de elasticidade, a concentração
da tensões sobe para manter a continuidade da deformação no contorno de grão, quando
o cristal muda de orientação. Além disso, quando o tamanho de grão é maior, as
distorções nos contornos são maiores. Existe uma grande diferença entre as
deformações que acompanham as transformações e aquelas determinadas pelas
concentrações de tensões nos contornos de grãos (SAKAMOTO, KIJIMA e SHIMIZU,
1982).
As causas a), b) e c) citadas anteriormente podem provocar a fratura
intergranular através da criação de tais concentrações de tensões. A causa d) diminui a
resistência do contorno por fragilização dos próprios grãos e pode ser fator de fratura
intergranular.
Na tentativa de determinar quais são as causas predominantes das fraturas
intergranulares, tem-se o seguinte comportamento da deformação para um espécime
policristalino de uma liga Cu-Al-Ni.
No momento da têmpera pode surgir trincas causadas por tensões térmicas.
Essas trincas podem ser evitadas quando:
evita-se grandes choques térmicos,
aumenta-se a temperatura Mi e
diminui-se a concentração de Al nas ligas Cu-Al-Ni.
A Figura 3.15 (MIYAZAKI et al., 1981) mostra três condições de ensaios de
tração: a 20 °C, 150°C e 180°C, para uma temperatura Mi = 130°C.
45
(%)
Figura 3.15 - Relação entre a temperatura e a deformação de uma liga dotipo Cu-Al-Ni policristalina (Fonte: MIYAZAKI et al., 1981)
O espécime ensaiado na condição (a) estava na fase martensítica antes da
deformação, enquanto que aqueles das condições (b) e (c) encontravam-se na fase
matriz.
A diferença entre a deformação ocorrida em (b) e (c) está no fato de que, para a
temperatura de 180 °C, a formação da martensita induzida por tensões requer maiores
tensões, o que leva a nucleação de trincas na região elástica, causando uma fratura
intergranular, antes que a martensita induzida por tensão possa aliviar as tensões
internas. Logo, o espécime (b) terá uma maior deformação que o espécime (c) por
apresentar a transformação martensítica induzida por tensão em valores bem inferiores
de tensão
Para Funakubo (1987, p. 153-4), as ligas à base de cobre apresentam grãos com
tamanho de vários milímetros e um índice de anisotropia elástica de 13 a 15. Esses
elevados índices propiciam a fratura intergranular. O índice de anisotropia elástico é
determinado pela razão entre os valores das constantes elásticas medidas nas diferentes
orientações cristalográficas. Como as ligas Cu-Zn-Al são muito mais dúcteis que as
ligas Cu-Al-Ni, conclui-se que a diferença de comportamento entre estas ligas esteja no
tipo de estrutura cristalina. As ligas do tipo Cu-Al-Ni têm estrutura do tipo DO3 ,
enquanto que as ligas do tipo Cu-Zn-Al as quais apresentam o EMF têm estrutura do
tipo B2. O vetor de Burgers das discordâncias da estrutura DO3 é da ordem de 2 vezes o
valor do vetor de Burgers das discordâncias em B2 o que leva as discordâncias em DO3
se moverem com mais dificuldade, uma vez que a movimentação das discordâncias é
46
afetada pelo alto valor da tensão da linha de discordância que é dado, segundo Hull
(1989), por:
T = Gb2/R.............................................................................(3.1)
onde:
T = tensão na linha de discordância
G = módulo de elasticidade transversal;
b = valor do vetor de Burgers;
R = raio de curvatura da linha de discordância
A diferença de comportamento entre as ligas Cu-Al-Ni e Cu-Zn-Al pode ser
observada comparando as suas resistências mecânicas. Na liga Cu-Al-Ni é da ordem de
600 MPa contra 200 MPa das ligas Cu-Zn-Al.
Conclui-se que a fratura intergranular das ligas a base de cobre é causada por
concentração de tensões e não por fragilidade dos seus próprios contornos de grãos.
Portanto, qualquer técnica que venha a aumentar a ductilidade da liga, poderá minimizar
tais tipos de fraturas e isso pode ser obtido por alguns tipos de textura resultantes de
processos termomecânicos ou por refino de grãos.
3.8. Refino de grãos
Nas ligas com Efeito Memória de Forma à base de cobre os grãos crescem
facilmente na fase matriz e também, durante os tratamentos térmicos de solubilização.
A granulação fina é possível de se obter por:
um aumento na nucleação e
restrição na velocidade de crescimento dos grãos.
São as principais técnicas de refino de grãos:
1 - adição de novos elementos de ligas,
2 - super-resfriamento e
3 - sinterização de pós.
47
Na técnica l, o elemento de liga selecionado deverá ter baixa solubilidade ou
combinar-se com outros e formar microprecipitados, o que levaria a uma restrição no
crescimento dos grãos (IKAI, MURAKAMI e MISHIMA, apud FUNAKUBO, 1987, p.
154).
Na técnica 2, o super-resfriamento levaria a uma alta nucleação e,
conseqüentemente, a uma baixa velocidade de crescimento dos grãos, o que resulta em
granulação fina. A técnica 3 é equivalente a um aumento da velocidade de nucleação de
grãos.
O refino de grãos pela técnica l, de 160 micros para 60 micros em ligas à base de
cobre do tipo Cu-Zn-Al e Cu-Al-Ni, apresentou o seguinte resultado (IKAI,
MURAKAMI e MISHIMA, 1982, apud FUNAKUBO, 1987, p. 154-155):
melhorou em 40% o alongamento na fratura;
aumentou em 30% o valor da tensão de ruptura, e
aumentou em função do tipo do espécime, vida em fadiga de 10 a 100 vezes.
Porém, uma liga com o mesmo tamanho de grão apresentou propriedades
mecânicas inferiores, quando foi adicionado cério. Isso vem reforçar a premissa de que
o efeito de alguns elementos verifica-se apenas na redução do tamanho do grão.
O refino de grãos com titânio é bem sucedido para ligas do tipo Cu-Al-Ni e
apresenta os seguintes efeitos (SUGIMOTO, apud FUNAKUBO, 1987, p. 155):
restrição ao crescimento de grãos colunares em lingotes e crescimento de
minúsculos grãos equiaxiais. A ocorrência de trincas foi efetivamente
eliminada em subseqüentes fusões e laminações;
impediu posterior crescimento de grãos no recozimento, indicando que o
efeito do titânio não é apenas temporário;
em testes de compressão, espécimes com granulação fina puderam ser
deformados mais de 20% à temperatura acima de 300°C, e
deformações por tração foram possíveis acima de 350°C, com alongamento
da ordem de 300% ou mais, alcançados a 650°C, indicando que o espécime
também mostrou comportamento de superplasticidade, facilitado por um
eficiente processo de difusão atômica.
48
A respeito das características mecânicas da liga Cu-Al-Ni, durante o trabalho a
frio com espécime sem titânio, dificilmente mostrou trabalhabilidade. Com adição do
titânio foi possível estiramento ou laminação por volta de 10%.
Nas ligas Cu-Zn-Al o refino de grãos tem sido feito com vanádio. Por exemplo,
uma liga Cu- 21,7 Zn-6,0 Al - 0,55 V laminado a 600°C e recozida posteriormente a
800°C por 30 minutos apresenta tamanho de grãos da ordem de 250 m, mantendo-se
invariável mesmo sendo submetida a recozimento mais longos.
Os principais efeitos do vanádio sobre as ligas Cu-Zn-Al são (ENAMI,
TAKIMOTO e NENNO, apud FUNAKUBO, 1987, p. 156):
restringe o crescimento de grãos na fase e tornam possível o trabalho a frio.
A laminação por volta de 20 % na martensita e de 10 % na fase matriz foram
possíveis sem a ocorrência de trincas;
reduziu de 100 a 150 m o tamanho de grãos de ligas trabalhadas a frio e
posteriormente submetida a recristalização por um recozimento a 700°C por
um tempo de 10 a 15 minutos;
aumentou de aproximadamente l % sobre as ligas convencionais com
granulação grossa a recuperação das deformações de memória que foi de 5 %,
e as deformações pseudo-elásticas que foi de 5,5 %, e
foi detectada fratura dúcteis nas ligas com refino de grãos por vanádio.
O boro também tem um efeito refinador de grãos nas ligas do tipo Cu-Zn-Al
permitindo obter grãos menores que 50 m para teores da ordem de 0,025% (em peso) e
ainda tem demonstrado satisfatório efeito memória de forma (HANADATE et al., apud
FUNAKUBO, 1987, p. 156).
O refino de grãos por super-resfriamento pode levar a obter grãos com poucos
microns de diâmetro, porém não conduz a uma melhoria da ductilidade. O efeito do
refino por super-resfriamento só tem sentido em finas lâminas, pois em grandes massas
a liga pode sofrer o envelhecimento e perder o EMF (OSHIMA et al., apud
FUNAKUBO, 1987, p. 157).
49
A sinterização de pós na fabricação de ligas do tipo Cu-Zn-Al tem mostrado ser
eficiente na obtenção de estrutura com grãos de até 30 m. Este fato pode ser
comparado, considerando-se duas ligas, uma com granulação grossa que fraturou após
10.000 ciclos a 240 MPa e após 1.000.000 ciclos a 100 MPa, enquanto que a mesma
liga sinterizada suportou o mesmo número de ciclos para tensões de 530 MPa e 400
MPa, respectivamente. Conclui-se que houve um significativo aumento na vida em
fadiga do espécime sinterizado (JANSSES et al., apud FUNAKUBO, 1987, p. 157).
Apesar do maior custo das ligas à base de cobre submetidas a refino de grãos, os
seus efeitos são significativos. Porém, serão necessários profundos estudos no sentido
de se esclarecer se estas ligas à base de cobre podem atingir os mesmos efeitos memória
de forma e pseudo-elasticidade das ligas Ti-Ni.
A liga Cu-Zn-Al-Mn-Zr tem mostrado um bom comportamento mecânico,
apresentando uma elevado limite de ruptura e relativa alta ductilidade. Além disso, ela
demostra excelente estabilidade térmica contra o envelhecimento e é menos sucetível a
estabilização martensítica. (CHUNG e LAM, 1999).
3.9. Efeito do envelhecimento
A capacidade de recuperação da forma nas ligas com efeito memória de forma à
base de cobre é alterada devido ao efeito do envelhecimento, para aplicações em
algumas temperaturas. Este fator é muito importante na determinação das condições de
trabalho destas ligas. O efeito do envelhecimento poderá ser utilizado positivamente
para estabelecer as temperaturas de transformações das ligas requeridas para situações
específicas.
O efeito do envelhecimento difere em seus casos dependendo das temperaturas
em que este envelhecimento ocorre. O modo da mudança nas propriedades da memória
de forma também varia.
Dependendo da fase em que ocorre o envelhecimento, na fase matriz ou na fase
martensítica, sua manifestação será diferenciada, embora em ambos os casos o efeito do
envelhecimento seja acompanhado por difusão atômica. Assim, é importante para o
50
projeto da liga o acompanhamento do efeito dos elementos adicionados, os quais
alteram os coeficientes de difusão atómica, com por exemplo o Ni na liga Cu-Al-Ni.
3.9.1. Envelhecimento da fase matriz
São considerados dois fatores como causa dos efeitos do envelhecimento nas
ligas à base de cobre (SCHOFIELD e MIODOWNIK, 1980):
1) quando a liga é tratada termicamente por têmpera a partir de uma fase
desordenada em altas temperaturas. E o caso da formação incompleta da
estrutura ordenada, ou seja, haverá a persistência de uma estrutura
desordenada, mesmo em temperaturas baixas, e
2) formação de precipitados.
Fator l - Em ordem, o processo que ocorre durante a têmpera tem dois estágios:
1°) Em altas temperaturas a transformação que ocorre é a da fase
(desordenada) em super-rede 2 , e
2°) Nas regiões de menores temperaturas ocorrer-se-á a transformação da
estrutura 2 em super-rede DO3.
A transformação em 2 na liga Cu-Zn ocorre a uma temperatura próxima de
500°C e, portanto, tem pouca dependência com a composição da liga, podendo ser ainda
diminuída esta dependência por volta da temperatura ambiente. Por esta razão será
completamente atingida fora do processo de têmpera e o espécime permanecerá com
uma estrutura parcialmente desordenada.
Pode-se concluir que o efeito do envelhecimento a baixa temperatura, mostrado
na Figura 3.16, pode ser causado pela transformação da estrutura residual 2 na
estrutura DO3, a qual não tinha sido completamente transformada durante a têmpera
(SCHOFIELD e MIODOWNIK, 1980).
51
Figura 3.16 - Relação entre as temperaturas de transformações e o tempode envelhecimento, após tratamento de solubilização seguido por
envelhecimento a baixa temperatura, 39°C(Fonte: MIODOWNIK, 1980)
Fator 2 - Precipitação da fase 2 . A precipitação desta fase em baixas
temperaturas, ao longo do tempo, leva a um aumento de dureza da liga, enquanto ocorre
uma diminuição da fase , o que reduz a capacidade de recuperação da forma do
espécime. As regiões de estabilidade da fase podem ser observadas nos diagramas de
fases das Figuras 3.1, 3.2 e 3.3 para as ligas dos sistema Cu-Zn.
3.9.2. Envelhecimento na fase martensítica
As aplicações do EMF é uma combinação da aplicação das temperaturas Mi e
Ai, ou seja, temperatura de início da transformação da martensita e temperatura de
inicio da transformação reversa. Nestas espécies de aplicações são exploradas as
temperaturas de transformações e a força restauradora da liga com efeito memória de
forma durante essas transformações. O propósito é manter o espécime na fase
martensítica até que a temperatura de operação (temperatura da transformação reversa)
seja atingida. Nesse estado, ocorre o envelhecimento dentro da fase martensítica e,
como resultado a fase martensitica torna-se mais estável enquanto a temperatura na qual
a transformação reversa ocorre se eleva excessivamente. O envelhecimento da fase
martensítica está relacionado com a estabilidade das vacâncias originárias do processo
de têmpera.
O envelhecimento da fase martensítica implica mudança nas temperaturas de
transformações das ligas com EMF após a sua instalação e torna-se-á um importante
52
problema tecnológico a ser solucionado (SCARSBROO, COOK e STOBBS, apud
FUNAKUBO, 1987, p. 165).
As considerações anteriores levam a concluir que o envelhecimento pode alterar
extraordinariamente o EMF nas ligas à base de cobre. No entanto, o caminho no qual o
efeito do envelhecimento se manifesta é afetado pela concentração de níquel nas ligas
Cu-Al-Ni e do alumínio nas ligas Cu-Zn-Al.
No entando, a observação de precipitados , em martensita induzida por tensões
com forma elipsoidal e com um grande campo de tensão orientada na mesma direção na
fase matriz , concede seu campo de tensões à transformação martensítica
termoelástica e toma a forma esférica na martensita. Na transformação reversa, o
precipitado pode recuperar seu campo de tensões, tornando-se um importante
componente de ativação do efeito memória de forma. (ZHANG et al., 2000).
53
CAPÍTULO IV – A fusão e solidificação de ligas metálicas
4.1. Técnicas e equipamentos de fusão
Este capítulo tem como objetivo tratar de problemas comuns e freqüentes
durante todo processo de fusão e solidificação. No entanto, se os problemas aqui
expostos forem negligênciados a qualidade do produto fundido não sera atingida. Esse
é o motivo pelo qual essa parte do trabalho basea-se em uma literatura classica de fusão
e solidificação.
A prática de fusão de um metal requer grande variedade de fornos de diferentes
tipos e capacidades. O requisito básico para uma unidade é levar uma dada massa do
metal, com composição química específica à uma temperatura de vazamento, numa
velocidade de fusão desejada e com eficiência econômica . Dentre os vários tipos de
fornos disponíveis no mercado o forno de cadinho é o mais acessível e com a
possibilidade ser fabricado para atender uma necessidade com o menor custo de
fabricação.
No forno de cadinho o aquecimento é feito normalmente por meio de gás ou
óleo combustível ocasionalmente, utilizam-se fornos aquecidos por meio de carvão. Os
cadinhos são construídos com argila, grafita, carbeto de silício ligado com carbono ou
qualquer outro tipo de concreto refratário que venha atender as exigências do processo
de fusão. O forno de cadinho é utilizado principalmente na fundição de ferro, aço, ligas
de alumínio, de magnésio e de cobre.
Existem três classes principais de fomos de cadinho (CAMPOS FILHO e
DAVIES, 1978):
forno de extração por levantamento, Figura 4.1;
forno de extração por empacotamento, Figura 4.2;
forno basculante, Figura 4.3.
54
A faixa de temperatura de trabalho desses fornos é de 200 a l400°C. Sua
capacidade pode variar desde l até l 000 kg por sua vez e com a velocidade de fusão
situada entre l e 100 kg/hora.
Figura 4.1 - Forno de cadinho com aquecimento por queimador à gás (Fonte: DAVIES, 1978)
Figura 4.2 - Forno de cadinho com aquecimento por queima de carvão (Fonte: DAVIES, 1978)
55
Figura 4.3 - Forno de cadinho basculante (Fonte: DAVIES, 1978)
4.2. Macroestrutura de fundição
As peças fundidas, ou lingotes, podem apresentar três zonas distintas em sua
macroestrutura, conforme mostra Figura 4.4 (CAMPOS FILHO e DAVIES, 1978):
(a) zona coquilhada, que forma uma camada periférica de pequenos grãos,
cristais, equiaxiais, isto é, com orientação cristalográfica aleatória;
(b) zona colunar, formada por grãos alongados que se alinham paralelamente à
direção do fluxo de calor;
(c) zona equiaxial central, formada por grãos equiaxiais de orientação
cristalográfica aleatória.
56
Figura 4.4 - Representação esquemática das zonas estruturais da macroestrutura de
fundição, seção transversal de uma peça cilíndrica (Fonte: DAVIES, 1978)
Conforme observa-se na Figura 4.5 através da variação dos diferentes
parâmetros do processo de solidificação, a macroestrutura poderá apresentar uma, ou
mais, das zonas acima descritas. Para se entender esse fato, torna-se necessário o
conhecimento da origem e dos mecanismos de formação das três diferentes zonas da
macroestrutura.
(a) (b) (c)
Figura 4.5 - Possíveis variações na macroestrutura de uma mesma peça, seção longitudinal, em função das condições de solidificação: (a) ausência da zona equiaxial
central; (b) presença das três zonas; (c) ausência das coquilhada e colunar (Fonte: DAVIES, 1978)
57
4.2.1. A Zona Coquilhada
Os grãos coquilhados nucleiam e crescem sobre as paredes do molde, e serão tão
mais notáveis quanto maior for o contato térmico na interface metal/molde, medido pelo
coeficiente de transmissão de calor. Este coeficiente vai depender do estado superficial
das paredes do molde. Em condições de elevado contato térmico, haverá a possibilidade
de se oferecer uma alta frequência de nucleação heterogênea junto às paredes do molde,
denominada nucleação copiosa. Cabe mencionar que, no caso de uma nucleação
heterogênea extremamente copiosa, uma parte dos núcleos pré-dendríticos pode ser
arrastada ao centro do molde pela ação da convecção do vazamento.
4.2.2. A Zona Colunar
Os grãos colunares desenvolvem-se a partir dos grãos coquilhados, por meio de
crescimento seletivo e preferencial. Os cristais colunares apresentam seus principais
eixos cristalográfícos paralelos à direção do fluxo de extração de calor e mostram uma
orientação marcadamente preferencial de crescimento, coincidente com as direções
cristalográficas do crescimento dendrítico, Tabela 4.1. O comprimento relativo da zona
colunar depende muito do superaquecimento de vazamento e do teor de elementos de
ligas.
Tabela 4.1 - Cristalografia de Dendritas
Estrutura Metal Direção Normal das Dendritas
Cúbica de face centrada Chumbo <001>
Cúbica de corpo centrado Latão - <001>
Hexagonal compacta Zinco <1010>
Tetragonal Estanho <110>Fonte: Campos Filho e Davies, 1978, p. 62.
O crescimento da zona colunar continua até que as condições do processo
tornem favorável o surgimento da zona equiaxial central.
58
4.2.3. A Zona Equiaxial Central
Esta é a zona mais complexa da macroestrutura de fundição. Nela, os grãos são
equiaxiais na forma, mas apresentam-se geralmente grandes em tamanho. A formação
da zona equiaxial central é fornecida por altos teores de elementos de ligas e por baixos
superaquecimentos de vazamento. Pode-se notar que, à medida que a temperatura de
vazamento aumenta, diminui a tendência de formar grãos equiaxiais, mas aumenta a
tendência de formar grandes grãos equiaxiais.
Existe também um signifícativo efeito de tamanho na formação de grãos
equiaxiais centrais. Em peças fundidas de grande tamanho, os grãos equiaxiais deverão
apresentar maiores dimensões. Os grãos centrais podem originar-se de diferentes fontes:
(a) Pelo mecanismo de nucleação copiosa que forma a zona coquilhada,
decorrente do super-resfriamento do metal líquido ao entrar em contato com
as paredes do molde, muitos núcleos pré-dendríticos podem ser arrastados ao
centro do molde pela ação da convecção forçada do vazamento Estes
núcleos podem eventualmente crescer na região central, caso as condições
térmicas o permitam, e dar origem a uma rede de grãos equiaxiais que
bloqueiam posteriormente o crescimento da zona colunar
(b) Pelo mecanismo de multiplicação cristalina da estrutura dendrítica
constituinte da zona colunar, que resulta da refusão local das ramificações
dendríticas e/ou de sua ruptura pela ação mecânica da convecçao, natural ou
forçada, do metal líquido Esse processo de ruptura destaca as ramificações
dendríticas e as arrasta ao centro do molde, onde podem continuar
crescendo, caso as condições o permitam, e dando lugar ao surgimento de
grãos equiaxiais centrais que posteriormente bloqueiam o crescimento
colunar.
(c) Pela nucleação de grãos na superfície livre do metal líquido, como é
freqüente na solidificação de lingotes. A radiação térmica da superfície livre
do líquido pode provocar um super-resfnamento suficiente para nuclear
grãos superficiais que decantam para o centro do molde.
59
É claro que, de um modo geral, todos os mecanismos acima indicados podem
atuar conjuntamente na formação da zona equiaxial central (CAMPOS FILHO e
DAVIES, 1978).
4.3. A segregação
Os líquidos que são solidificados para a produção de ligas industriais usualmente
contêm, além dos elementos soluto, intencionalmente adicionados por seus efeitos
benéficos, impurezas que se agregam ao metal liquido de muitas formas diferentes
Assim, as impurezas presentes nos minérios são, com frequência, só parcialmente
eliminadas durante as operações de fusão e refino. Os revestimentos de tijolos
refratários dos fornos usados na fusão e no refino e os gases da atmosfera dos fornos
podem ser outras fontes elementos.
Nesse ultimo caso, as impurezas se encontram no metal liquido sob a forma de
gases dissolvidos Os diversos elementos dissolvidos nos metais líquidos comerciais
muitas vezes reagem entre si, formando compostos como óxidos, silicatos e sulfetos
entre outros, que, em muitos casos, são menos densos que o liquido e sobem para a
superfície, agregando-se a escória que flutua sobre o metal liquido. Por outro lado, e
bem possível que pequenas partículas de impurezas permaneçam no liquido. Essas
partículas, sem duvida, agem como centros para a nucleação heterogênea. Este
fenômeno tem sido usado no controle do tamanho de grão de fundidos pela inoculação
artificial com elementos que, combinando, formam catalisadores para a nucleação. O
aumento do numero de centros de nucleação naturalmente produzira um tamanho de
grão mais fino no fundido.
Quando uma liga solidifica, e aplicável uma regra aproximadamente geral,
segundo a qual o soluto, presente como elemento de liga ou como impureza, e mais
solúvel no estado liquido que no estado solido Este fato geralmente conduz a uma
segregação de soluto no fundido. Ha duas maneiras básicas de se encarar a não-
uniformidade de distribuição de soluto resultante. Em primeiro lugar, como o liquido se
torna progressivamente mais rico em soluto, a medida que a solidificação progride, as
concentrações de soluto de um fundido tendem a ocorrer nas regiões que se solidificam
60
por último, centro de lingote. Esta segregação, bem como outras flutuações de
composição a longa distância, são classificadas como macrossegregação.
De um modo geral, a macrossegregação corresponde a mudanças da composição
média do metal de ponto para ponto do lingote. Segregação deste tipo nem sempre e
causada pela solidificação seletiva de constituintes de alto ponto de fusão. Efeitos
gravitacionais muitas vezes podem produzir macrossegregação, especialmente durante a
formação da zona central equiaxial Os cristais que se formam livremente no liquido
têm, muitas vezes, uma densidade diferente da do liquido Assim, eles podem tanto subir
para a superfície da peça fundida, como assentar-se no fundo.
Em peças fundidas, ou lingotes encontram-se não somente variações de
composição a longa distância, macrossegregação, como também variações de
composição localizadas em uma escala menor que o tamanho do cristal. A isto chama-se
microssegregação. Uma de suas formas a segregação associada à estrutura celular
resultante do movimento combinado da interface sólido-líquido e de uma camada muito
delgada de super-resfriamento constitucional. Um tipo de microsegregação muito mais
freqüente, comumente chamado de segregação dendrítica, zoneamento, é devido à
solidificação dendrítica de ligas. Os ramos dendríticos originais, que crescem no metal
super-resfriado, solidificam como metais relativamente puros. O líquido que envolve
essas projeções dendríticas está, assim, enriquecido de soluto e, quando solidifica, os
espaços entre os ramos se tornam regiões de elevada concentração de soluto.
A segregação dendrítica, ou microssegregação dendrítica, é muito comum em
ligas fundidas. Ela pode ocorrer para concentrações de soluto tão baixas quanto 0,01%,
sob condições adequadas, e não pode ser eliminada por resfriamento rápido. Quando
uma peça fundida é secionada e a superfície preparada para exame metalográfíco, a
superfície exposta normalmente será uma seção plana que corta uma floresta de ramos
dendríticos. Como a composição no centro de um ramo difere dos pontos situados a
meia distância entre os ramos, estes poderão ser revelados por ataque com um reagente
metalográfíco adequado (REED-HILL, 1982).
61
4.4. Defeitos originados na solidificação
É evidente que a conformação uma peça metálica através da solidificação é bem
sucedida quando as características de qualidade, tanto do ponto de vista da geometria
pretendida quanto da estrutura interna, são alcançadas (GARCIA, 2001). São inúmeros
os defeitos que podem decorrer dentro do próprio processo de fundição a começar por
aqueles que surgem a partir do próprio projeto do sistema metal/ molde, e outros que
são inerentes aos fenômenos que acompanham a transformação liquido/sólido e aos
fluxos de calor e de massa que ocorrem durante essa transformação. Serão analisados
alguns desses defeitos mais diretamente relacionados aos fenômenos envolvidos durante
a solidificação.
4.4.1. Porosidades
As porosidades podem surgir durante a solidificação na forma de
macroporosidades ou de microporosidades. O primeiro tipo pode ser resultado de uma
alimentação de metal líquido inadequada, conforme mostra o esquema da Figura 4.6,
onde o metal liquido é vazado através de um alimentador na fundição de uma placa
metálica de espessura variável.
Quando o alimentador é colocado na extremidade correspondente à menor
espessura da placa, conforme mostrado na parte (a) dessa figura, as frentes de
solidificação se encontram no instante t2 isolando um certo volume de líquido do
contato com o liquido proveniente do alimentador. Quando finalmente a solidificação
desse volume se completa surge a formação de um poro macroscópico por causa da
contração volumétrica da solidificação. Entretanto, a colocação do alimentador na
extremidade mais espessa da placa, conforme mostrado na parte (b) da figura, não
provocará o bloqueio de líquido proveniente do alimentador e conseqüentemente não
haverá a formação de uma macroporosidade. Esse é um exemplo simples que mostra a
possibilidade do projeto inadequado do sistema metal/molde provocar a formação de
um defeito interno.
62
(a) (b)
Figura 4.6 - Exemplo de alimentação do metal líquido inadequada (a) e adequada (b)(Fonte: GARCIA, 2001, p. 360)
Na solidificação de ligas com microestrutura dendrítica, falhas de alimentação
de metal líquido entre as ramificações dendríticas, podem provocar a formação de
microporosidades (GARCIA, 2001).
A presença de gases no metal líquido que não estão diretamente relacionados
com a composição química da liga, mas que podem surgir por meio de reações químicas
desencadeadas durante o processo e que, em função da diferença de solubilidade desses
gases nas fases líquida e sólida, podem também provocar a formação de
microporosidades.
Pode ocorrer a presença de gases de diferentes naturezas na formação dessas
microporosidades e, contrariamente às porosidades de contração, são favorecidas por
espaçamentos dendríticos maiores, ou seja, dependem da composição química da liga e
do processo de fundição utilizado e podem se constituir em um sério problema de
qualidade na fundição de peças de ferro fundido, ligas de alumínio e de cobre.
As microporosidades constituem um resultado inerente à solidificação de
estruturas dendríticas, e seu surgimento é favorecido no caso de ligas que apresentem
elevada contração volumétrica na solidificação e zonas pastosas maiores, já que um
comprimento dendrítico maior implica em canais interdendríticos mais longos e maior
tortuosidade.
63
Existem dois tipos característicos de microporosidades; aquelas que se
distribuem de forma dispersa através da seção transversal e outras que se arranjam na
forma de camadas, e com tamanhos da ordem de 5 a l0 m para grãos colunares e de
cerca de 25 m para grãos equiaxiais (GARCIA, 2001). A Figura 4.7 mostra uma
representação esquemática da solidificação dendrítica colunar e equiaxial em
lingoteiras, onde pode-se notar que a dispersão das porosidades tende a ser maior para o
caso do crescimento equiaxial.
Figura 4.7 - Esquema da solidificação dendrítica: a) equiaxial; e b) colunar(Fonte: GARCIA, 2001, p. 362)
A influência do intervalo de solidificação das ligas pode ser observada no
esquema da Figura 4.8.
Figura 4.8 - Influência do intervalo de solidificação na formação da estrutura: (a) ligas de grande intervalo de solidificação; e (b) pequeno intervalo de solidificação
(Fonte: GARCIA, 2001, p. 362)
64
4.4.2. Bolhas
Quando um metal ou uma liga contendo um gás, como por exemplo oxigênio,
nitrogênio ou hidrogênio em solução, solidifica, o gás será rejeitado na interface
sólido/líquido de forma similar a qualquer outro soluto com coeficiente de distribuição,
k < l, onde k = cS/cL.
Se o gás no metal líquido já se encontra em condição de super-saturação,
significa que há mais gás em solução do que a quantidade prevista pelo equilíbrio, e
conseqüentemente uma força motriz deverá atuar no sentido de reduzir essa quantidade
de gás em solução.
Esse excesso de gás em solução poderá ser eliminado através da superfície livre
do metal líquido, desde que as condições de difusão no líquido permitam, ou pela
nucleação de bolhas de gás. Observações experimentais mostram que de fato pode
ocorrer nucleação de bolhas durante a solidificação, e a subsequente distribuição dessas
bolhas depende se elas venham a flutuar a partir do ponto em que são nucleadas e
atingem a superfície livre do metal ou flutuam até serem bloqueadas por cristais sólidos,
ou se são capturadas pela frente de solidificação. Se a bolha fica oclusa na frente de
solidificação, ela pode tornar-se um ponto de escape para o gás que está contido em
excesso no líquido. Nessas condições ocorre um crescimento da bolha ao mesmo tempo
em que a interface sólido/líquido continua a se movimentar.
A velocidade de deslocamento dessa interface é que vai determinar se a bolha
continua com formato esférico e cresce em diâmetro, se assume um formato cilíndrico
alongado e permanece com o diâmetro original ou se será completamente envolvida
pelo metal solidificado, conforme mostra o esquema da Figura 4.9.
65
(c) crescimento rápido
(b) intermediário
(a) crescimento lento
Figura 4.9 - Efeito da velocidade de crescimento de bolhas em sua forma e tamanho (Fonte: GARCIA, 2001, p. 364)
Outros tipos de bolhas de formas arredondadas ou alongadas podem ser
encontradas na superfície ou mesmo no interior da peça solidificada. Essas bolhas
podem se formar a partir de diversas causas:
aprisionamento de ar pela corrente de metal líquido durante o vazamento no
molde;
geração de gás através de reações do metal líquido com o material do molde
ou do recobrimento de moldes, conforme mostra o esquema da Figura 4.10 ;
reações químicas que ocorrem no metal líquido durante a solidificação, como
por exemplo a evolução de monóxido de carbono na fundição de aços dada
por: FeO + C Fe + CO
66
Figura 4.10 - Formação de bolhas junto à interface metal/molde(Fonte: GARCIA, 2001, p. 365)
A incidência de gases dissolvidos no metal pode ser impedida através de
modificações no processo produtivo que incorporem técnicas de fusão a vácuo ou
desgaseificação a vácuo. Como essas técnicas envolvem custos elevados, na prática da
fundição é mais comum a utilização de procedimentos de borbulhamento de gases
inertes como o argônio ou o nitrogênio no metal líquido antes do vazamento. A
eficiência da remoção do gás depende do fluxo de gás inerte utilizado, mas quantidades
significativas podem ser removidas. Por exemplo, para 103 kg de alumínio, a utilização
de um fluxo de gás inerte de 0,01 m 3 /s durante 100 s provocará uma redução no teor de
hidrogénio de 0,2 para 0,09 ppm. Podem ser usados alternativamente produtos químicos
que provoquem a liberação de bolhas de gás não solúveis no metal líquido, como por
exemplo tabletes de hexacloretano na desgaseificação do alumínio.
4.4.3. Inclusões
As inclusões podem ser definidas como fases não-metálicas e, às vezes,
intermetálicas, envolvidas por uma matriz metálica. Na solidificação de ligas
comerciais, na maioria dos casos, a primeira fase a se formar não é a fase que
corresponde ao maior volume da peça, mas sim compostos que decorrem da adição de
um refinador de grão ou de produtos adicionados ao metal líquido e que reagem
quimicamente com o meio ambiente provocando a formação de sulfetos, nitretos,
óxidos. Essas inclusões são denominadas inclusões primárias. As inclusões que surgem
durante ou após a solidificação da fase principal são chamadas de inclusões secundárias
67
e se formam como decorrência da rejeição de impurezas para as regiões interdendríticas.
Esses dois tipos de inclusões são endógenas já que são inerentes ao tratamento que o
metal líquido é submetido anteriormente ao vazamento e são de pequenas dimensões, o
que exige a utilização de microscópio e aumentos significativos na sua identificação.
Outros tipos de inclusões que são provocadas por causas externas, as chamadas
exógenas, podem também ocorrer através de:
aprisionamento de escória;
material de molde e
produtos de reações com materiais ou recobrimentos de moldes.
Geralmente essas inclusões são macroscópicas e podem ser vistas a olho nu na
superfície das peças ou mesmo em seu interior quando não houver tempo suficiente para
decantarem ou flutuarem em direção à superfície.
As propriedades mecânicas são afetadas negativamente pela presença de
inclusões que atuam como concentradores de tensão. O alongamento e a estricção são
afetados de forma mais significativa do que o limite de resistência à tração, o que faz
com que a dúctilidade seja um parâmetro mais adotado no controle de qualidade de
peças fundidas. As inclusões podem prejudicar também de forma séria o
comportamento de peças sujeitas a esforços dinâmicos. Esse reflexos negativos sobre o
comportamento mecânico sugerem que, para assegurar um produto de boa qualidade, as
técnicas de manipulação do metal líquido devem promover a maior remoção possível
das inclusões.
Como a formação das inclusões nem sempre pode ser evitada, é interessante
utilizar-se de técnicas que permitam eliminá-las ao máximo durante o processo
produtivo. Os produtos que se formam inicialmente por conta da desoxidação, na
maioria dos materiais metálicos, são constituídos por finas partículas que não
conseguem flutuar em direção à superfície do líquido. Somente quando essa partículas
crescem é que a taxa de flutuação aumenta e uma quantidade significativa de inclusões
pode ser reduzida pela aderência ou dissolução dessas inclusões na escória mantida na
superfície do banho.
68
Como exemplos, na fundição de ligas de alumínio ou magnésio a agitação do
banho é utilizada no sentido de promover um maior contato dos óxidos presentes no
metal líquido com a escória facilitando sua remoção. Outro método bastante utilizado
consiste na filtragem do metal líquido por ocasião do vazamento.
A morfologia das inclusões endógenas varia bastante com a natureza do
composto, aspectos termodinâmicos de sua formação e também pelas colisões que
ocorrem entre inclusões em função do movimento do metal líquido. Nesse último caso,
as inclusões podem agregar-se formando uma cadeia de inclusões unidas entre si.
4.4.4. Trincas de contração
As trincas são defeitos que comprometem seriamente a estrutura de peças
fundidas e lingotes e podem levar até mesmo a um descarte de volumes significativos de
uma produção em série e são geralmente classificadas em trincas frias e gotas quentes.
As trincas frias são provocadas pelas tensões que surgem durante o resfriamento,
causadas ou pela resistência do molde ou por restrições à contração de seções mais
delgadas ou por seções mais espessas que resfriam-se mais lentamente. Essas trincas
estão conseqüentemente relacionadas com a geometria da peça e ao projeto do sistema
de fundição e portanto estão fora do escopo da análise, uma vez que o enfoque neste
trabalho é a produção de lingotes cilíndricos.
4.4.5. Gotas quentes
Um primeiro tipo de gota quente que surge durante o resfriamento se desenvolve
em regiões nas quais acontece o estágio final do processo de solidificação e é típico de
ligas com grandes intervalos de solidificação. Essas regiões ficam isoladas do líquido e
são caracterizadas por dendritas primárias separadas por um filme de metal líquido, e as
tensões de contração que acompanham esse final de solidificação podem ser suficientes
para a formação desse gênero de trincas. A segregação de fases de baixo ponto de fusão
e inclusões para os contornos de grão reduzem a resistência mecânica e tornam esses
contornos susceptíveis à formação de trincas frias. Um segundo tipo de gota quente
ocorre inicialmente na superfície das peças e pode se desenvolver em direção ao interior
69
da mesma. Esse tipo é causado pela formação de uma camada solidificada de espessura
irregular ao longo da superfície do molde, o que pode ocorrer pela presença de óxidos
ou escória de forma localizada na superfície do metal, pela presença de gases e por
irregularidades na superfície do molde que prejudiquem de forma localizada a retirada
de calor. Conforme mostrado esquematicamente na Figura 4.11, quando as seções mais
espessas da camada solidificada começam a contrair, as seções mais finas sofrem
ruptura e as gotas quentes são formadas. Essas trincas são então preenchidas pelo metal
líquido mais rico em soluto, e com a continuidade do resfriamento do processo pode
haver a formação de novas trincas de contração, como mostra o esquema da Figura
4.11 (d).
(a) (b (c) (d)
Figura 4.11 - Representação esquemática da sequência de formação de uma gota quente durante a solidificação (Fonte: GARCIA, 2001, p. 368)
4.4.6. Gotas frias
As gotas frias são formadas quando o metal líquido solidifica em contato com
uma camada de metal solidificado previamente e a união entre as duas superfícies
sólidas é prejudicada pela existência de um filme de óxido formado localizado ou na
superfície do líquido ou do sólido solidificado inicialmente. Esse tipo de defeito
geralmente é causado pelo espalhamento do líquido no momento do preenchimento do
molde e que pode provocar a formação de gotas sólidas no contato com a parede fria do
molde em pontos acima do nível instantâneo de metal líquido no molde. Se a
70
temperatura do líquido não for suficientemente elevada para provocar a refusão dessas
regiões sólidas, as gotas frias podem ser formadas. Esses defeitos aparecem na forma de
rugas ou trincas na superfície e podem ser evitados ou pelo pré-aquecimento do molde
ou pela elevação da temperatura de vazamento do metal líquido (GARCIA, 2001).
71
CAPITULO V - Procedimento Experimental
5.1. Seleção das ligas a serem estudadas
A escolha das ligas a serem estudadas, bem como os princípios de
procedimentos de solidificação e de fusão, fez-se com base nos estudos realizados em
“A Influência dos Processos de Fusão e de Solidificação sobre o Efeito Memória de
Forma de uma Liga do Tipo Cu-Zn-Al” (VIEIRA, 1995), na qual as ligas Cu-Zn-Al
estudadas não apresentaram nenhum padrão percentual de volatização do zinco. O que
pôde ser observado foi uma perda média de zinco da ordem de 3,14% e cuja influência
dos processos de fusão em um forno a indução com atmosfera controlada seguida de
solidificação, também em atmosfera controlada, não apresentou efeitos no controle da
volatização do zinco sobre as ligas produzidas em forno de cadinho com aquecimento
por queimador à gás e solidificação a atmosfera ambiente.
Selecionada a liga do tipo Cu-Zn-Al para estudo, faz-se necessário definir sua
composição química, cuja condição inicial é a obtenção de ligas com temperaturas de
transformação martensítica (Mi) superiores a 0ºC, permitindo uma melhor condição de
medição das temperaturas de transformações de fases e demonstrações do EMF.
Segundo Delaey et al. (1978), tem-se as temperaturas Mi de início das
transformações martensíticas representadas na Figura 5.1.
Figura 5.1 - Relação entre a composição química e a Mi de transformação(Fonte: DELAEY et al., 1978)
72
O uso do gráfico da Figura 5.1 é um passo para a escolha da composição
química de uma liga Cu-Zn-Al que venha atender as exigências de uma temperatura de
transformação Mi.
Feita a escolha, a temperatura pode ser verificada pela equação (LEE e
WAYMAN, 1986).
Mi (ºC) = 1890 - 51,0 (% de Zn em peso) - 134,5 (% de Al em peso)................. (5.1)
Adotando-se o critério de seleção através da Figura 5.1 e da Equação 5.1,
define-se as composições químicas das ligas para estudos conforme as Tabelas 5.1 e
5.2, as quais devem apresentar uma temperatura Mi superior a 0oC após sua produção,
uma vez que, antes da otimização do procedimento de controle da volatização do zinco
espera-se inicialmente uma perda deste elemento da ordem de 3%.
As ligas da Tabela 5.1, para o estudo da volatização do zinco são
caracterizadas por apresentarem um teor de alumínio fixo na percentagem de 6%. Com
a fixação deste teor, pretende-se viabilizar uma observação mais precisa das variações
ocorridas nos teores de zinco, bem como as perdas de alumínio por oxidação, ocorridas
nos processos de fabricação. As temperaturas Mi de início das transformações
martensíticas , antes da otimização do procedimento de controle da volatização do
zinco, devem ser obtidas acima da temperatura de 0oC, uma vez que se espera a perda
de 3% de zinco.
Tabela 5.1 - Composição química das ligas para estudo da volatização do zinco
Liga composição química (% em peso)
Mi1 (ºC) Mi2 (ºC)
1 70Cu-24Zn-6Al -150 -141
2 71Cu-23Zn-6Al -100 -90
3 72Cu-22Zn-6Al -35 -39
Definido um procedimento que evite as perdas do zinco por volatização e do
alumínio por oxidação, serão desenvolvidos os procedimentos que venham garantir a
73
segregação controlada ao longo do sentido longitudinal do lingote. Para esta segunda
fase dos estudos, adota-se as ligas com composições químicas descritas na Tabela 5.2,
caracterizadas por teores variados de zinco e alumínio, cujo objetivo é o de facilitar a
confirmação da segregação por procedimentos de análises químicas.
Tabela 5.2 - Composição química das ligas básicas a seremutilizadas na fabricação dos lingotes com segregação no sentido
longitudinal do lingote por difusão e fusão seletiva
Ligacomposição química
(% em peso ) Mi1 (ºC) Mi2 (ºC)
4 71,0Cu-24Zn-5,0Al 0 -6,5
5 72,5Cu-22Zn-5,5Al 50 28,5
6 74,0Cu-20Zn-6,0Al 70 63,0Nota: Mi
1- conforme Figura 5.1; Mi
2- conforme equação 5.1.
Os valores das massas de cada elemento químico utilizado na fabricação das
ligas para controle da volatização do zinco encontram-se na Tabela 5.3.
Tabela 5.3 - Massa de cada elemento químico utilizado na fabricação das ligas paracontrole da volatização do zinco.
Elementos Liga 1.1
70,0 Cu 24,0 Zn 6,0 Al
Liga 2.1
71,0 Cu 23,0 Zn 6,0 Al
Liga 2.1
71,0 Cu 23,0 Zn 6,0 Al
Cobre 700,00 x 10-3kg 710,00 x 10-3kg 720,00 x 10-3kg
Zinco 240,00 x 10-3kg 230,00 x 10-3kg 220,00 x 10-3kg
Alumínio 60,00 x 10-3kg 60,00 x 10-3kg 60,00 x 10-3kg
Valores da massa de cada elemento químico empregado na fabricação das ligas a
serem utilizadas na fabricação dos lingotes da série 1, com segregação no sentido
longitudinal encontram-se na Tabela 5.4. Os lingotes produzidos posteriormente nas
séries 2, 3 e 4 tiveram uma redução de 40% da matéria prima utilizada na série1.
74
Tabela 5.4 - Massa de cada elemento químico empregado na fabricação das ligas a serem utilizadas na fabricação dos lingotes com segregação no sentido longitudinal
(série1)
ElementosLiga 4.1
71,0 Cu 24,0 Zn 5,0 Al
Liga 5.1
72,5 Cu 22,0 Zn 5,5 Al
Liga 6.1
74,0 Cu 20,0 Zn 6,0Al
Cobre 706,70 x 10-3kg 723,30 x 10-3kg 738,23 x 10-3kg
Zinco 239,00 x 10-3kg 219,79 x 10-3kg 199,51x 10-3kg
Alumínio 50,65 x 10-3kg 55,90 x 10-3kg 60,10 x 10-3kg
A matéria-prima usada na fabricação das ligas Cu-Zn-Al com EMF foi
preparada a partir de barras de cobre eletrolítico, ânodos de zinco em bolas e um lingote
de alumínio ‘Alcan Alumínio do Brasil’ com graus de pureza mostrados na Tabela 5.5,
segundo certificados de composição química dos fornecedores.
Tabela 5.5 - Grau de pureza de matéria-prima usada na preparação das ligas SMA
Matéria-prima Grau de pureza (%)
Cobre (ASTM 11000) 99,900
Zinco (ASTM-B6) 99,990
Alumínio (AA-1085) 99,850
5.2. Os fornos utilizados na fabricação das ligas em estudos
Os fornos elétricos são atualmente os principais equipamentos para produção e
processamento das ligas metálicas, sejam utilizados para fusão, sinterização ou nos
tratamentos térmicos. Estes estão sempre presentes e são indispensáveis para o
desenvolvimento e produção destes materiais. No entanto, seu custo e suas instalações
muitas vezes inviabilizam pesquisas e desenvolvimentos de novos materiais.
Neste trabalho, visando apresentar uma alternativa tecnológica de baixo custo, e
provar que a indisponibilidade de equipamentos recomendados e exigidos pela literatura
sobre a fabricação das ligas Efeito Memória de Forma não deve ser um fator
desmotivador e determinante para não se prosseguir com um trabalho de pesquisa nesta
área, desenvolveu-se procedimentos de fabricação destas ligas LMF em fornos de
75
cadinho com aquecimento por queimador a gás e com solidificação a atmosfera
ambiente.
Construiu-se um forno de cadinho com aquecimento por queimador a gás com
dimensões mostradas na Figura 5.2 e com toda estrutura fabricada com aço inoxidável
AISI 306. Este forno receberá a designação de Forno 2.
Figura 5.2 - Forno 2, de cadinho com aquecimento por queimador a gás
O isolamento térmico na região sombreada na Figura 5.2 foi feito inicialmente
com refratário Castibar PLW-41, refratário destinado a aplicações na Indústria Química,
constituindo-se de: 30% Al2O3, 48% SiO2, 9% CaO, 6,5% de Fe2O3 e outros. Sua massa
específica é de 1,18x103kg/m3, a condutividade térmica de 0,42 W/m.K, e sua
temperatura de trabalho é de 1100oC, exigindo desta forma, uma camada protetora de
Castibar N na região hachuriada na Figura 5.2 , onde estará alojado o cadinho e
ocorrerá a combustão. O Castibar N , é um refratário para aplicações gerais,
constituindo-se de: 49% Al2O3, 40% SiO2, 6% CaO, 1,4% de Fe2O3 e outros. Sua massa
específica é de 2,13x103kg/m3 a 100 oC e sua temperatura de trabalho é de 1400oC.
O preparo e a dosagem para modelagem teve a orientação técnica da IBAR,
Indústria Brasileira de Artefatos Refratários, fornecedora dos refratários para a
fabricação dos fornos.
76
A base teórica do desenvolvimento dos fornos fabricados neste trabalho pode ser
vista no Anexo A – Um projeto de fabricação de fornos a gás para fusão de ligas
metálicas até 1500 oC com atmosfera controlada.
A tampa do forno representado na Figura 5.3, após o funcionamento na sua
primeira operação de fusão, teve que receber uma camada de refratário Castibar N na
região de contato com os gases resultantes da combustão.
Pode-se observar, na Figura 5.3, que o refratário inicialmente utilizado na tampa
do forno, o Castibar PLW-41, simplesmente fundiu em contato com a corrente de gases
provenientes da combustão, exigindo a aplicação de uma camada de aproximadamente
50 mm de espessura do refratário Castibar N.
Figura 5.3 - Forno 2 - de cadinho com aquecimento por queimador a gás (Detalhe
da tampa com seu refratário fundido)
Esse tipo de problema ocorrido nesta fase, em qualquer outro estudo, seria mais
um motivo de fracasso, porém na filosofia adotada neste trabalho, a falha ocorrida
permite sugerir a possibilidade da utilização deste tipo de forno na produção e
77
reciclagem de vidros, principalmente nos setores de pequenos produtores e artesãos.
Uma vez que o sistema de geração de calor do forno foi capaz de fundir o refratário cuja
temperatura de trabalho é de 1100oC, é com certeza adequado para fusão e aquecimento
necessários à manufatura de utensílios de vidro de cal de soda, também conhecidos
como vidro de janelas, com ponto de fusão entre 1350oC a 1400oC e com composição
típica de (TOOLEY, 1984):
72,0 SiO2 + 14,3 Na2O + 8,2 CaO + 3,5 MgO + 1,3 Al2O3 + 0,3 K2O + 0,3 SO3.
Feita a correção do isolamento térmico no forno, não foi mais observada
nenhuma anomalia em seu funcionamento.
Utilizou-se também neste trabalho o forno de cadinho com aquecimento por
queimador a gás (Verificar Anexo B - Figuras B.1 e B.2) (VIEIRA, 1995), cuja
designação neste trabalho será de Forno 1, com equipamentos e características descritas
a seguir para ambos os fornos.
5.2.1. Queimador ou tocha
O queimador foi construído conforme desenho esquemático da Figura 5.4. Este
tipo de queimador ou tocha é usado em caldeiras e fornos com combustão de óleo, tendo
um insuflador como elemento fornecedor de ar para combustão. Seu suporte é
representado esquematicamente na Figura 5.5.
78
Figura 5.4 – Queimador: (1) corpo; (2) direcionador de combustão;(3) entrada de ar; (4) duto condutor da mistura ar/gás; (5) vedação;
(6) suporte do misturador ar/gás; (7) placa defletora: (8) cone venturie (9) entrada do gás
Figura 5.5 - Suporte do queimador
5.2.2. Insuflador de ar
O insuflador de ar, representado esquematicamente na Figura 5.6, foi
desenvolvido a partir do corte ao meio de uma carcaça do sistema de ventilação de um
motor Volkswagem 1300, usando inclusive o mesmo rotor. O acionamento é feito por
um motor elétrico de l CV a 3520 rpm, 7,0 A/220 V, com relação de transmissão de 1:1.
79
Figura 5.6 -Insuflador de ar: l - rotor; 2 - carcaça; 3 - correia; 4 - motor; 5 - suporte de madeira, e 6 - válvula reguladora do
fluxo de ar
5.2.3. Sistemas de controle da combustão
O combustível usado no forno é fornecido por dois botijões de 13 kg de GLP
cada um, controlados por um manômetro - OXICAMP GLP- para pressão máxima de
4,9x105 Pa (5 kgf /cm2).
Pressão do gás para funcionamento otimizado igual a 4,9 x 104 Pa
(0,5 kgf/cm2);
Válvula reguladora do fluxo de ar (item 6 da Figura 5.6) deve estar
totalmente aberta, a pleno funcionamento ;
Os gases resultantes da combustão não podem apresentar nenhum odor, caso
isso ocorra, deve-se reduzir a pressão do gás, e
Caso haja a interrupção da combustão, a válvula do gás deve ser fechada
imediatamente, caso contrário, um incêndio poderá ocorrer se os
equipamentos estiverem em ambiente com baixa ventilação e fechado.
5.2.4. O controle da temperatura
O controle da temperatura faz-se com uso de Multímetro Digital – FT-830 B,
marca Fort, com medidas em mV (mili-Volts), através de termopares ECIL - CS11/K-S-
08-620-00-0-100) do tipo Cromel-Alumel bitola 8AWG, apresentando a Relação
Diferença de Potencial / Temperatura ( 0,04 mV/K ). (GUY, 1980; COTTRELL,
1975).
80
Foram construídas pontas em aço inoxidável AISI 306 para alojar os termopares
e protegê-los durante as tomadas de temperaturas: uma ponta conforme Figura 5.7
denominada de ponta redonda, devido ao formato de sua extremidade, e uma outra com
extremidade chata, designada por ponta chata.
Figura 5.7 – Ponta para alojamento dos termopares: superior ponta redonda e inferior ponta chata.
Construídas as pontas com os termopares, estas foram calibradas em zinco,
alumínio e cobre fundentes e apresentaram-se os resultados conforme Tabela 5.6.
Tabela 5.6 – Resultados da calibragem dos termopares montadosnas pontas redonda e chata
Redonda ChataMaterial Temperaturade Fusão (oC) (mV) mV/oC (mV) mV/oC
Zinco 419,5 13 0,0310 13 0,0310Alumínio 660,1 25 0,0379 23 0,0348Cobre 1083,0 43 0,0397 42 0,0388
Observa-se na Tabela 5.6 que a forma das extremidades das pontas montadas
com os termopares influem significativamente nos valores das medidas de temperaturas,
uma vez que cada variação de 1mV medido no multímetro corresponde a uma variação
de aproximadamente 25o C, mesmo com um tempo suficiente para a estabilização da
temperatura.
Conclui-se que não se pode deixar de executar o processo de calibragem das
pontas montadas com os termopares e que o sistema de leitura de temperatura encontra-
se em uma faixa de tolerância de 50o C, fato este que não compromete a realização
dos processos de fusão das ligas estudadas neste trabalho. Esta calibragem deverá ser
feita sempre após a manutenção das pontas e dos termopares.
81
5.2.5. O sistema operacional do Forno 1 e do Forno 2
Utilizam-se os mesmos equipamentos e sistemas de controle descritos
anteriormente nos dois fornos, porém enquanto o Forno 1 leva um tempo aproximado de
duas horas para atingir uma temperatura da ordem de 1150 50 oC, o Forno 2, leva
aproximadamente 45 minutos. O consumo em ambos é, em média, de 2 kg/h de gás e
com uma produção 1kg de liga fundida e solidificação por hora de funcionamento.
Pode-se justificar deste comportamento de funcionamento dos dois fornos , que o Forno
2 foi o utilizado a partir da otimização das lingoteiras de grafita devido ao menor
consumo e maior rapidez para fusão das ligas.
5.3. Sistema de lingoteiras para fusão e solidificação
Na fabricação por fusão e solidificação de um componente ou lingote das ligas
com efeito memória de forma do tipo Cu-Zn-Al, um dos grandes problemas está no
manuseio dos metais em estado líquido, umas vez que estes geralmente encontram-se
em temperaturas muito elevadas, causando desconforto, perigo e riscos de contaminação
por gases e vapores próprios do processo.
Como um dos objetivos deste trabalho é a produção primária da matéria-prima
de Ligas com Efeito Memória de Forma, as quais serão posteriormente utilizadas na
fabricação de componentes funcionais, o processo pode ser conduzido a partir da
fabricação de lingotes.
Adotando-se lingoteiras para a fusão e solidificação, todo o manuseio com
material fundido deixa de ser necessário e a fabricação torna-se simples e segura.
Definido o procedimento básico para a produção das ligas, fez-se necessário
desenvolver as lingoteiras, que não são nada mais do que formas nas quais o metal será
fundido e solidificado.
5.3.1. A primeira experiência
Foi construir lingoteiras de tubos de aço inoxidável AISI 304 revestidas por uma
proteção em concreto refratário Castibar N, conforme ilustra a Figura 5.8.
82
(a) (b)
Figura 5.8 - Lingoteiras: (a) vistas lateral e (b) vista superior
Os resultados da fusão, realizada no Forno 2, com este tipo de lingoteira foi
catastrófico, pois ocorreu uma forte oxidação principalmente na região da solda feita no
aço inoxidável e a desintegração completa do refratário, conforme pode ser visto na
Figura 5.9.
Figura 5.9 - Lingoteiras destruídas após a primeira tentativa de fusão Conclui-se que a esta temperatura, em torno de 1050 50 oC o aço escolhido
não resiste a forte oxidação e a conjunção metal – refratário não foi eficiente para
suportar a forte agressão do processo.
5.3.2. A segunda experiência
Foi feita dentro do princípio adotado anteriormente, porém, a lingoteira de aço
inoxidável neste experimento se alojaria no interior de um outro tubo, também de aço
inoxidável , revestidos de concreto refratário Castibar N e protegidos por uma estrutura
83
externa, também fabricada em aço inoxidável AISI 304. Estas lingoteiras podem ser
vistas nas Figuras 5.10.
Figura 5.10 - Lingoteiras protegidas por uma estrutura externade aço Inoxidável AISI 304
Foram fundidos seis lingotes, no Forno 1, com estas lingoteiras, porém ocorreu
uma falha por oxidação e a dificuldade de manuseio e a persistente volatização do
zinco continuaram, conforme pode ser visualizado na Figura 5.11 (b), resíduos por todo
o forno.
84
(a) (b)
Figura 5.11 - Lingoteira protegida no interior do Forno 1: (a) antes do processo de fusão e (b) depois do processo de fusão com forte volatização do zinco
5.3.3. A terceira experiência
No desenvolvimento das lingoteiras, a tentativa foi colocar em prática uma das
idéias iniciais deste estudo, a fabricação das lingoteiras em grafita.
O único problema estava em disponibilizar a matéria-prima, a grafita, para a
fabricação. Esta é cara e vendida apenas em grandes quantidades. Após uma pesquisa de
mercado e dos usuários de grafita, foi possível otimizar a fabricação das lingoteiras de
grafita a partir de niples de eletrodos de fornos elétricos a arco utilizados em grandes
empresas siderúrgicas e metalúrgicas.
Estando com a matéria prima disponível para a fabricação das coquilhas em
grafita, foi desenvolvida uma ferramenta para que pudesse ser feito o acabamento final e
a calibragem de cada coquilha, condição esta necessária para a continuidade deste
trabalho, uma vez que os procedimentos de fusão para a impressão da segregação
controlada exigirá conformidade entre as lingoteiras utilizadas. A Figura 5.12 mostra
algumas lingoteiras produzidas e utilizadas neste trabalho.
85
Figura 5.12 - Várias lingoteiras de grafite
Resolvidos definitivamente todos os problemas referentes à resistência das
lingoteiras, às severas condições do processo de fusão e sua efetiva otimização, a fusão
e solidificação das ligas se deu de maneira segura e eficaz.
5.4. Processos de fabricação das ligas com Memória de Forma do Tipo Cu-Zn-Al
com segregação controlada no sentido longitudinal do lingote
Conforme citado no início deste trabalho, um dos maiores problemas na
fabricação das ligas com efeito memória de forma do tipo Cu-Zn-Al é a volatização do
zinco, o que torna quase unânime a falta de controle sobre a composição química deste
tipo de liga.
Os pontos de fusões desses tipos de ligas podem ser observados no diagrama de
fases da Figura 3.1 e encontram-se entre 950oC e 1000oC, mais o sobreaquecimento
necessário em qualquer operação de fusão, atinge-se uma temperatura da ordem de 1050
50 oC, temperatura esta, muito acima da volatização do zinco, que é de 907oC. Este
fato, a princípio, quase inviabiliza qualquer uma das possibilidades de se produzir este
tipo de ligas.
86
5.4.1. Processo de fabricação de ligas Cu-Zn-Al com o controle da volatização do
zinco
O processo tem a seguinte rotina de procedimentos:
Utilizando-se de um diagrama de fases do sistema Cu-Zn, conforme
Figura 3.1, pode-se observar que a liga 60Zn40Cu tem ponto de fusão a
aproximadamente 835oC, temperatura esta inferior à volatização do zinco.
Portanto o problema da volatização do zinco será resolvido desde que se
inicie a fusão das ligas CuZnAl com uma liga primária com a composição
de 60Zn40Cu;
com o Forno 2 estabilizado a uma temperatura de 1050 50 oC, coloca-se a
coquilha no seu interior, deixando-a aquecendo até todo o sistema
forno/coquilha se estabilizarem novamente a 1050 50 oC;
retira-se a coquilha aquecida e faz-se a carga da liga primária, 60Zn40Cu, o
simples calor contido na coquilha é suficiente para fundir a quantidade de
zinco, que em seguida recebe o elemento químico cobre;
estando todo o cobre envolto pelo zinco fundido, adiciona-se o alumínio e
retorna-se a lingoteira para o interior do forno, mantendo a temperatura do
mesmo por volta de 850 50 oC, até que todo cobre da liga primária esteja
fundido;
em seguida, completa-se a carga do cobre para a composição química
exigida pela liga fabricada, deixando a temperatura do forno atingir
novamente 1050 50 oC e permanecendo nesta temperatura por um tempo
de 5 minutos;
finalmente, desliga-se o forno e mantem-se com o insuflador ligado por um
tempo de aproximadamente 10 minutos, para que se tenha o início da
solidificação do lingote produzido no próprio interior do forno;
a certeza da não volatização do zinco neste processo é o fato de não ser
observado o desprendimento de vapores de zinco, caracterizado por uma
fumaça extremamente branca e às vezes seguida de uma oxidação cuja
87
chama é caracterizada por um tom de azul, próprio do zinco. Pode ser notado
ainda que a perda do cobre pode estar ocorrendo quando se detecta a
presença de uma chama em um tom esverdeado, típico do cobre.
para evitar a oxidação do alumínio no banho metálico, são usados
principalmente o cloreto de sódio (NaCl) e o cloreto de potássio (KCl).
Segundo esse procedimento foi produzida uma série de ligas cujas composições
químicas constam da Tabela 5.1.
O Procedimento descrito deve ser repetido quantas vezes for o número de ligas
a serem produzidas, gerando se desta forma uma rotina fixa de produção.
5.4.2. Processo de solubilização das ligas produzidas segundo os procedimentos
acima
Fundidas as ligas básicas, cada uma com suas composições químicas exigidas e
com a garantia da não volatização do zinco, as mesmas devem passar por um tratamento
de solubilização de 72 horas a 800oC em um forno elétrico a resistência. Na temperatura
de 800oC todas as ligas encontram-se na fase e 72 horas é um tempo máximo do ponto
de vista do custo do processo, caso este tempo não seja suficiente para a solubilização,
deve-se redimencionar os lingotes para dimensões reduzidas e menor massa a ser
solubilizada.
Esse tratamento é necessário, pois não se tem informações de padrões regulares
da segregação em ligas CuZnAl. Ainda não foi determinado um padrão de
comportamento da segregação nessas ligas, o que tem justificado a grande dificuldade
de controle de composição química.
5.4.3. Procedimento de difusão e fusão seletiva para produção de ligas com a
segregação controlada ao longo do sentido longitudinal do lingote
Produzidos e solubilizados os lingotes das ligas básicas segundo os
procedimentos dos itens anteriores 5.4.1 e 5.4.2, esses são identificados e cortados em
88
três partes ou mais, e utilizados na fabricação de lingotes com três composições
químicas diferentes ou mais, ao longo de seu sentido longitudinal, conforme Figura
5.13, caracterizando desta forma uma impressão de segregação da composição química
totalmente controlada, após a difusão e fusão, neste trabalho chamada de seletiva.
(a) (b) (c)
Figura 5.13 - Identificação da disposição da composiçãoquímica dos lingotes a serem produzidos por difusão e fusão
seletiva: (a) L.456., (b) L.564. e (c) L.645
O processo da difusão e fusão seletiva tem a seguinte rotina de procedimentos:
são preparadas e identificadas cada uma das partes dos lingotes das ligas
básicas;
as partes são montadas na coquilha de grafita separadas por discos de cobre
eletrolítico com espessura de 1mm, conforme disposição mostrada na Figura
5.13. Esta é a razão da necessidade do tamanho padronizado destas coquilhas;
a seqüência de montagem pode ser aleatória, ou de acordo com uma
necessidade de aplicação exigida tecnologicamente;
preparado cada lingote em sua coquilha, com as respectivas ligas L.456,
L.564 e L.645, estes são levados individualmente, ao Forno 2, onde aguarda-
se a estabilização da temperatura em 1050 50 oC ;
estabilizada a temperatura, permanece-se nesta, por aproximadamente 5
minutos e retira-se a coquilha com o lingote do forno, resfriando-se em
atmosfera ambiente.
89
Este procedimento inédito é possível porque utilizando-se os discos, no caso de
cobre puro, com separadores das várias composições adotadas, ele permitirá um
processo de difusão e solidificação localizada produzindo a união de todos os
componentes de composições químicas diferentes em um único lingote.
São produzidos, de acordo com este procedimento, lingotes cuja característica
principal é a de apresentar, para este caso estudado, três diferentes composições
químicas, ou mais quando necessária, ao longo de seu sentido longitudinal, através de
um processo seletivo de difusão e fusão.
5.5. Procedimento de laminação a quente das ligas produzidas
As LMF do tipo Cu-Zn-Al aceitam em processos industriais apenas deformações
plásticas a quente, ou seja, em temperaturas acima da temperatura de recristalização. As
deformações plásticas a frio neste tipo de liga são desprezíveis, devido à elevada
anisotropia própria da granulação grosseira deste tipo de liga.
5.5.1. O laminador
O laminador utilizado neste processo é do tipo duo-simples com as seguintes
características:
motor de 0,735 kW de potência a 1750 rpm;
redução total motor/cilindro de laminação de 1:22,3;
cilindro de laminação com diâmetro de 58 mm e largura de 100 mm; e
regulagem de abertura de cilindros manual.
90
5.5.2. Mufla de aquecimento
O aquecimento das ligas a serem laminadas foi feito em uma mufla construída
para permitir um aquecimento da ordem de 800±50 oC, e apresenta as seguintes
carcterísticas:
fabricada com um tubo de aço inoxidável AISI 304 de diâmetro interno de 162 mm e comprimento de 795 mm;tem uma camada interna de concreto refratário Castibar-PLW-41 comaproximadamente 44 mm de espessura; o aquecimento é feito por dois pequenos maçaricos de GLP; o controle de temperatura é feito através de termopares do tipo Cromel/Alumel e possui uma tampa basculante em cada extremidade.
A mufla desenvolvida poderá ser utilizada também como fonte geradora de
energia para fusão zonal de ligas com efeito memória de forma entre outras, cujo ponto
de fusão, não seja superior a 1000ºC, bem como modelo para um incinerador contínuo
de resíduos hospitalares.
A Figura 5.14 mostra a mufla em sua posição de aquecimento.
Figura 5.14 - Mufla de aquecimento das ligas a serem laminadas
91
5.5.3. Preparação das ligas para laminação e o procedimento de laminação
Os lingotes foram cortados em pequenas barras de dimensões de 10 a 30 mm de
largura e com uma espessura variando de 4 a 10 mm, dependendo do caso. As pequenas
barras foram aquecidas até 800 50 oC e submetidas a uma redução de até 25 % na
espessura a cada passe de laminação. As barras foram transformadas em lâminas com
espessuras entre 1 e 2 mm.
5.6. Procedimento de análise química
As amostras foram obtidas por um processo de furação, utilizando-se broca de
5mm de diâmetro e furos com 3,5mm a 5mm de profundidade, e foram submetidas a
um processo de limpeza, para eliminação das contaminações superficiais. Esta limpeza
consistiu em submeter os cavacos das ligas a lavagens sucessivas e ataque ácido, com
auxílio de cuba de ultrassom na seguinte sequência: água, acetona, metil-isobutil-
cetona, mistura ácida (na proporção em volume de 1 HCl : 0,5 HNO3 : 1 H2O) , três
vezes com água e acetona. A amostras foram secas em estufa com corrente de ar e
estocadas em frascos de polietileno fechados, até o momento da dissolução.
Na dissolução, foram pesados cerca de 200mg de cada amostra e, após
aquecimento em chapa de aquecimento, adicionava-se uma mistura de HCl, HNO3 e
H2O.
A técnica analítica por Espectrometria de Absorção Atômica com atomização
por chama foi utilizada para a determinação da composição da liga, utilizando-se um
espectrômetro de absorção atômica da PerkinElmer, modelo Analyst 800. Esse
equipamento possui um sistema completamente integrado, incorporando os
componentes para operação chama e forno de grafite, em um único instrumento,
permitindo a troca automática da técnica de atomização escolhida. Possui sistema óptico
de duplo feixe (mono feixe para operação com forno de grafite), monocromador tipo
Littrow, motorizado para automático selecionamento dos comprimentos de onda, ajustes
e alinhamentos. Correção de background para chama é feita por lâmpada de deutério,
possui forno de grafite com aquecimento transversal proporcionando perfil uniforme de
92
temperatura, com correção de background por efeito Zeeman longitudinal. Todos os
sistemas são controlados por um software Analyst AA.
5.7. Caracterização elétrica das ligas com Efeito Memória de Forma
Como visto anteriormente na seção 2.1.1, o efeito memória de forma obtido nas
amostras pode ser caracterizado através do levantamento da curva de resistividade
elétrica versus temperatura ( x T) no intervalo que englobe a transformação estrutural.
As medidas experimentais de x T visaram analisar e comparar o efeito
memória de forma obtido em cada uma das amostras analisadas no presente trabalho,
verificando-se as influências das condições de processamento no efeito memória de
forma.
Essas medidas foram realizadas no Departamento de Engenharia de Materiais
(DEMAR) da FAENQUIL, em Lorena, SP, pelo Prof. Dr. Durval Rodrigues Junior. As
medidas foram realizadas utilizando-se o chamado “método das quatro pontas”, no qual
quatro fios são conectados à amostra, sendo dois para transportar a corrente elétrica de
teste e os outros dois para leitura do sinal de voltagem (diferença de potencial) gerado
na amostra durante a caracterização elétrica e a variação de temperatura. Foram
utilizadas correntes de excitação das amostras de 0,30 A, 0,60 A e 0,80 A. Verificando-
se que não havia influência importante da corrente nas medidas, mesmo em baixas
temperaturas onde a dissipação por efeito Joule poderia ser importante, foi definida a
corrente de teste de 0,60 A para todas as amostras.
Para as medidas foi desenvolvido um forno constituído por um tubo de cobre ao
redor do qual foi enrolado um elemento resistivo de aquecimento tipo fita aquecedora
com potência de cerca de 300 W, trabalhando em 127 V. O forno foi calculado de forma
a permitir o aquecimento das amostras até temperaturas da ordem de 200ºC,
possibilitando a caracterização das transformações martensíticas nas amostras
analisadas no presente trabalho. A obtenção de baixas temperaturas foi realizada
colocando-se todo o forno, após atingir temperatura ambiente, dentro de um banho de
nitrogênio líquido (-196ºC) em uma caixa de isopor. Esta montagem simples permitiu a
93
caracterização das amostras, apesar deste procedimento necessitar implementação
futura.
Durante as medidas experimentais foi variada a temperatura da amostra desde a
temperatura ambiente até a temperatura máxima (~200ºC), deixada a temperatura
retornar à temperatura ambiente, abaixada a temperatura até próxima da temperatura do
nitrogênio líquido (-196ºC) e deixada a temperatura retornar à temperatura ambiente.
Durante todas as etapas, a temperatura no forno foi controlada com um controlador de
temperatura PID e termopar de cobre-constantan (tipo T). Procurou-se definir as
mesmas taxas de variação de temperatura em qualquer etapa de medição, procurando-se
evitar a introdução de efeitos inerentes ao processo térmico. A temperatura da amostra
foi lida constantemente com um segundo termopar de cobre-constantan através de um
multímetro digital acoplado a um computador. Simultaneamente à medida da
temperatura, a diferença de potencial gerada na amostra devido à passagem da corrente
elétrica de teste de 0,60 A foi lida utilizando-se um multímetro digital acoplado a um
computador. A aquisição digital de dados dos dois multímetros foi feita utilizando-se
um programa de computador que, em cada ponto de medida, gravava as leituras em
arquivo para posterior utilização em um programa para geração dos gráficos x T.
A Figura 5.15 mostra o sistema experimental durante o
aquecimento/resfriamento até 180ºC. A Figura 5.16 mostra o sistema durante o
resfriamento com nitrogênio líquido. A Figura 5.17 mostra todo o aparato experimental
incluindo o forno, a instrumentação e o sistema de aquisição digital de dados.
94
Figura 5.15 - Sistema experimental para caracterização das curvas x T das ligas com efeito memória de forma. Caracterização durante o aquecimento/resfriamento até 180ºC
Figura 5.16 - Sistema experimental para caracterização das curvas x T das ligas com efeito memória de forma. Caracterização durante o aquecimento/resfriamento entre –
196 e ~200º C
95
Figura 5.17 - Sistema experimental para caracterização das curvas x T das ligas com Efeito Memória de Forma
Próximo da extremidade de cada amostra foram soldados dois fios para
passagem da corrente I(A), e dois fios anexos aos dois primeiros para leitura da
voltagem V(V). A distância entre os terminais de voltagem L foi medida para cada
amostra, assim como a espessura média e a largura média das amostras.
Para determinação da resistividade elétrica das amostras em cada temperatura,
usou-se a expressão:
=LIAV
** (5.1)
Onde:
A é a área da seção transversal da amostra, calculada como sendo a espessura
média da amostra vezes a sua largura média, e L é a distância entre os terminais de
voltagem. A corrente de medida foi I = 0,6 A.
96
CAPÍTULO VI – Resultados e Discussão
6.1. Experimento I
Através das fusões da liga 3 - 72Cu-22Zn-6Al em coquilhas descritas na seção
5.3. Sistemas de coquilhas para fusão e solidificação, e de acordo com o
procedimento descrito na seção 5.3.2 com a utilização da lingoteira conforme Figuras
5.10, foram produzidos seis lingotes, cuja finalidade foi apenas verificar o
comportamento das perdas do zinco e alumínio pelo procedimento de fusão e
solidificação tradicional. Estas ligas não foram submetidas a nenhum outro tipo de
tratamento térmico, químico ou mecânico e foram analisadas em seu estado bruto de
fusão e solidificação.
As falhas causadas pelas dificuldades de manuseio e falhas nas coquilhas
conforme citadas na seção 5.3, levaram à utilização de apenas três lingotes para análise
química, cuja identificação de amostras está representada na Figura 6.1.
Liga 1 Liga2 Liga 3
Figura 6.1 - Identificação das posiçõesdas amostras para análise química de três lingotes com composição 72Cu-22Zn-6Al
A Figura 6.2 e a Tabela 6.1 mostram os resultados das análises químicas das
amostras identificadas anteriormente, Figura 6.1.
97
Figura 6.2 – Representação gráfica da Concentração x Posição das análises químicas das ligas 72Cu-22Zn-6Al
Tabela 6.1 - Resultados das análises químicas das ligas 72Cu-22Zn-6Al,posição analisada por concentração (% em peso)
Liga 1 Liga 2 Liga 3 Posição% Cu % Zn % Al % Cu % Zn % Al % Cu % Zn % Al
1 74,4 18,7 5,9 79,5 16,5 3,1 69,9 26,6 3,42 74,4 18,8 5,7 79,5 16,5 3,2 68,9 26,5 3,83 74,8 18,5 4,7 80,0 15,8 3,2 68,8 26,8 4,04 74,7 19,0 5,5 80,9 16,2 3,2 65,0 29,9 4,25 74,8 18,5 5,4 80,1 15,9 3,1 64,9 30,7 4,96 75,0 19,2 5,7 79,8 16,4 3,0 64,4 30,8 4,97 75,0 18,3 5,6 79,7 16,5 3,0 63,9 30,7 4,88 74,3 19,8 5,5 79,7 16,8 4,4 64,0 29,9 4,99 74,6 19,7 5,6 78,6 14,5 6,4 64,2 30,7 4,8
10 74,9 19,7 6,0 79,0 14,5 5,511 74,6 19,6 5,5 78,3 15,6 5,612 74,9 19,3 5,4 79,6 15,4 5,613 74,1 19,2 5,4 78,0 15,7 5,614 74,6 18,6 5,3 78,5 15,3 5,8
77,4 15,4 6,6
Os resultados contidos na Figura 6.2 e na Tabela 6.1 conforme esperado, não
apresentaram nenhum padrão de perda de zinco por volatização e do alumínio por
oxidação. Nota-se ainda que erros operacionais na elaboração da liga 2 resultaram em
98
uma excessiva volatização do zinco e defeitos ocorridos na coquilha levaram à perda do
cobre por vazamento na liga 3.
Definitivamente, a fabricação e o efetivo controle dos elementos zinco e
alumínio nas ligas Cu-Zn-Al através dos procedimentos tradicionais de fusão e
solidificação, tornam-se impossíveis e vêm comprovar a bibliografia sobre as SMA.
6.2. Experimento II
Utilizando-se as coquilhas de grafita, comentadas na seção 5.3.3 e seguindo-se
os procedimentos descritos na seção 5.4.1 foram produzidas as ligas:
1 70Cu-24Zn-6Al
2 71Cu-23Zn-6Al
3 72Cu-22Zn-6Al
Com o propósito de verificar a eficácia do procedimento utilizado no controle da
volatização do zinco, e sem que as ligas fossem submetidas a nenhum outro tipo de
tratamento térmico, químico ou mecânico, elas foram analisadas em seu estado bruto de
fusão e solidificação.
Não se observou, durante a fusão e solidificação das ligas produzidas, nenhuma
volatização aparente do zinco. Os resultados das análises químicas constam da Figura
6.3 e Tabela 6.2. As amostras foram retiradas a partir do fundo de cada lingote e
identificadas como: L.1.1, L.1.2, sucessivas até a L.1.10, para liga L.1 e igual
identificação para as demais ligas, conforme identificação análoga a Figura 6.1.
Os resultados encontram-se dentro de um erro analítico que ficou < 3 %, nas
ligas analisadas. O erro analítico é em função da média das duplicatas realizadas, não
necessariamente em torno de um elemento químico.
99
Figura 6.3 – Representação gráfica da Concentração x Posição das análises químicas da liga 1 (70Cu-24Zn-6Al),
liga 2 (71Cu-23Zn-6Al) e liga 3 (72Cu-22Zn-6Al)
Tabela 6.2 – Resultados das análises químicas da liga 1 (70Cu-24Zn-6Al),liga 2 (71Cu-23Zn-6Al) e liga 3 (72Cu-22Zn-6Al );
posição analisada por concentração (% em peso) Liga 1 Liga 2 Liga 3 Posição
% Cu % Zn % Al % Cu % Zn % Al % Cu % Zn % Al1 72,524 24,890 2,590 74,560 25,387 1,009 77,194 16,830 6,0192 72,544 23,612 3,853 74,568 22,712 2,718 77,218 17,257 5,5003 72,626 25,994 1,440 72,945 24,338 2,720 73,079 20,768 6,0074 70,545 24,582 4,878 70,254 24,713 5,000 71,425 23,434 5,1505 66,613 22,760 10,582 72,296 24,534 3,011 69,010 24,876 6,1156 70,768 24,996 4,240 73,778 27,011 0,874 68,947 24,593 6,5177 72,760 25,134 2,110 72,506 24,413 3,105 69,925 25,927 4,2018 74,601 25,649 1,001 70,019 23,128 6,870 70,136 25,402 4,4709 71,659 22,896 5,433 72,869 23,868 3,317 69,858 26,755 3,422
10 67,712 23,781 8,500 67,360 22,648 9,577 68,418 25,912 5,713
Observa-se, nos resultados da Figura 6.3, que se tem, na liga 1, um teor efetivo
de zinco de 24,128% e, na liga 2, um teor de zinco de 23,210%, realizando-se, assim, a
correção dos teores de alumínio, perdido por oxidação. Esse exemplo demonstra a
100
ausência total de padrão da segregação dos solutos, não sendo possível o controle sobre
as mesmas. Na liga 3, pode-se observar um desvio acentuado do teor de cobre, em
relação aos valores padrão das ligas anteriores. Esse fato, deve-se à posterior detecção
de dois pequenos pedaços de cobre não fundidos no interior deste lingote, conforme
pode ser visto na Figura 6.4.
Figura 6.4 - Lingote da liga 3 mostrando dois pedaços de cobre não fundidos, provocados pela retirada da coquilha prematuramente do forno
A perda de alumínio neste experimento deveu-se pela oxidação do mesmo,
durante a fusão. Ainda, a não perda de zinco por volatização caracterizada neste
procedimento ressaltou os valores das perdas por oxidação do alumínio, as quais já
poderiam estar ocorrendo e poderiam não estar sendo detectadas.
O aspecto positivo desta operação é o real controle do zinco. Quanto ao controle
do alumínio, este poderá ser feito através do controle da adição de um anti-oxidande
mais eficaz ou através da correção da percentagem do alumínio perdido por oxidação
durante o processo de fusão das ligas.
101
6.3 – Experimento III
Fundiu-se dois lingotes da liga 4 e um lingote de cada uma das ligas 5 e 6:
Liga 4: 71,0Cu-24,0Zn-5,0Al;
Liga 5: 72,5Cu-22,0Zn-5,5Al;
Liga 6: 74,0Cu-20,0Zn-6,0Al.
Os lingotes foram produzidos nas coquilhas de grafita, calibradas
dimensionalmente e seguindo rigorosamente o procedimento descrito na seção 5.4.1,
para o controle da volatização do zinco. Nesta fase do trabalho, as ligas produzidas não
foram submetidas a nenhum tratamento térmico ou químico.
Este experimento objetivou verificar a eficiência do procedimento de difusão e
fusão seletiva, descrito na seção 5.4.3, para produção dos lingotes com segregação
controlada ao longo do sentido longitudinal dos lingotes e, ainda, analisar o
comportamento das interfaces das diferentes composições químicas dos novos lingotes
produzidos, durante a laminação.
Os lingotes produzidos receberam a designação de liga 456.0 e liga 645.0
conforme Figura 5.14.
A liga 4.0 caracteriza-se por possuir uma única composição química em todo seu
lingote.
O lingote da liga 645.0 sofreu uma fratura na usinagem, torneamento e
fresamento, durante sua preparação para obtenção de placas destinadas a posterior
laminação, que pode ser visualizada na Figura 6.5, sendo então descartada. Esse
problema ocorreu em conseqüência de falhas de controle do processo e defeitos típicos
de solidificação, uma vez que estes lingotes das liga 456.0 e liga 645.0 foram os
primeiros a serem produzidos pelo procedimento de difusão e fusão seletiva, seção
5.4.3.
102
Figura 6.5 - Fratura em uma das interfaces de composições durante processo de usinagem,
Liga 645.0
A liga 456.0 não apresentou nenhum defeito durante a preparação das placas
para laminação e, na Figura 6.6, são mostradas as placas a serem laminadas.
A liga 4 será laminada a partir de um pequeno corpo cilíndrico com diâmetro de
26 mm e comprimento de 62 mm e será designada por amostra 3, para laminação.
(a) (b)
Figura 6.6 - Identificação das amostras das placas a seremlaminadas: (a) amostra 2 e (b) amostra 1
103
A laminação foi realizada de acordo com a seção 5.5, Procedimento de
laminação a quente das ligas produzidas, e os resultados deste procedimento estão
contidos nas Tabela 6.3 e Tabela 6.4 para suas respectivas amostras 01 e 02.
Tabela 6.3 - Valores das reduções sofridas pela amostra 01
Passes de laminação
esp. inicial (mm)
esp. final (mm) variação (mm) redução (%)
1o passe 10,8 9,3 1,5 13,89
2° passe 9,3 7,9 1,4 15,05
3° passe 7,9 6,6 1,3 16,46
4° passe 6,6 5,7 0,9 13,64
5° passe 5,7 4,9 0,8 14,04
6° passe 4,9 4,3 0.6 12,24
7°passe 4,3 3,8 0,5 11,63
8° passe 3,8 3,2 0,6 15,79
9° passe 3,2 2,9 0,3 9,38
10° passe 2,9 2,8 0,1 3,45
11° passe 2,8 2,7 0,1 3,57
12° passe 2,7 2,3 0,4 14,81
13°passe 2,3 1,9 0,4 17,39
14° passe 1,9 1,5 0,4 21,05
15° passe 1,5 1,3 0,2 13,33
Redução total 87,96
104
Tabela 6.4 - Valores das reduções sofridas pela amostra 02
Passes de laminação
esp. inicial (mm)
esp.final(mm)
variação(mm)
Redução(%)
1°passe 7,0 5,7 1,3 18,57
2° passe 5,7 4,9 0,8 14,04
3° passe 4,9 4,1 0,8 16,33
4° passe 4,1 3,7 0,4 9,76
5° passe 3,7 3,4 0,3 8,11
6° passe 3,4 3,0 0,4 11,76
7° passe 3,0 2,7 0,3 10,00
8° passe 2,7 2,3 0,4 14,81
9° passe 2,3 2,2 0,1 4,35
10° passe 2,2 1,9 0,3 13,64
Redução total 72,85
A amostra 03, por ter forma diferente das barras e sua composição química ser
única, foi laminada com valores de reduções bem acima dos valores especificados na
seção 5.5, mostrados na Tabela 6.5.
Tabela 6.5 – Valores das reduções sofridas pela amostra 03
Passes de laminação esp. inicial (mm) esp. final
(mm) variação (mm) redução(%)
10 passe 23,7 11,5 12,2 51,48
2° passe 11,5 5,5 6,0 52,17
3° passe 5,5 4,2 1,3 23,64
4° passe 4,2 2,5 1,7 40,48
5° passe 2,5 2,0 0.5 20,00
6° passe 2,0 1,7 0,3 15,00
Redução total 92,82
As ligas produzidas por difusão e fusão seletiva, caracterizadas por apresentarem
segregação ao longo do sentido longitudinal do lingote, amostras 01 e 02, suportaram
105
satisfatoriamente o processo de deformação plástica a quente. Já a amostra 03,
constituída por uma única composição química, liga 4.0, por apresentar porosidades
superficiais, uma falha própria do processo de solidificação, sofreu uma fratura durante
o processo de laminação, conforme pode ser vista na Figura 6.7.
Amostra 01
Amostra 02
Amostra 03
Figura 6.7 - Amostras após o processo de laminação: amostras01 e 02 (liga 456.0) e amostra 03 (liga 4.0)
Deve-se ressaltar que todos os problemas e a baixa qualidade do laminado são
conseqüências de defeitos próprios do processo de solidificação, uma vez que todos os
materiais utilizados encontram-se em estado bruto de fusão, e nenhum procedimento
disponível para melhoria da qualidade do fundido foi aplicado.
Fato esse, assumido propositalmente, pois neste momento desejou-se verificar o
comportamento a deformação plástica a quente das interfaces entre as diferentes
composições químicas dos lingotes em seu mais rústico estado.
106
6.4 – Experimento IV
Fundiu-se novamente um lingote de cada uma das ligas básicas:
Liga 4: 71,0Cu-24,0Zn-5,0Al;
Liga 5: 72,5Cu-22,0Zn-5,5Al;
Liga 6: 74,0Cu-20,0Zn-6,0Al.
Os lingotes foram produzidos nas coquilhas de grafita calibradas
dimensionalmente, e seguindo rigorosamente o procedimento descrito na seção 5.4.1,
para o controle da volatização do zinco, conforme experimento III. Neste experimento
as ligas foram homogeneizadas mecanicamente com uma haste de aço inoxidável antes
da solidificação.
Nessa etapa do trabalho, as ligas produzidas foram solubilizadas a 800 50oC
por 72 horas em um forno elétrico a resistência, conforme previsto na seção 5.4.2.
Estando as ligas básicas produzidas, estas foram preparadas e identificadas para
o processo de difusão e fusão seletiva, cujo procedimento seguiu o descrito na seção
5.4.3, ‘Procedimento de difusão e fusão seletiva para produção de ligas com a
segregação controlada ao longo do sentido longitudinal do lingote’. Neste momento da
preparação, as interfaces dos pedaços de cada lingote e os discos de cobre eletrolíticos
foram submetidos a uma limpeza com a solução: 50ml de HNO3 + 5g de AgNO3 + 50ml
de H2O, recomendada pela Norma ASTM – E 340 , para ataque em análise
macrográfica em qualquer tipo de liga a base de cobre.
Os lingotes produzidos, conforme citado na seção 5.4.3, foram identificados
como: liga 456.1, liga 564.1 e liga 645.1 conforme Figura 5.14 (Disposição da
composição química dos lingotes a serem produzidos por difusão e fusão seletiva).
Estando os lingotes produzidos por difusão e fusão seletiva, foram retiradas as
amostras para análise química e usinados para preparação das placas a serem laminadas,
conforme pode ser visto na Figura 6.8.
Observa-se ainda que os lingotes apresentam em suas partes superiores uma
grande concentração de defeitos próprios da solidificação, como rechupes e
porosidades. Estes defeitos permanecem e são causados ainda na fusão das ligas básicas,
107
uma vez que as ligas produzidas por difusão e fusão seletiva mantêm as posições e
falhas herdadas das ligas básicas. A parte superior da liga básica, continua sendo a parte
superior do novo lingote produzido por fusão seletiva.
Os problemas de solidificação podem ser resolvidos com a utilização da técnica
de massalote de cabeça quente, técnica muito utilizada em processos de fusão e
solidificação.
Figura 6.8 - Aspectos estruturais dos lingotes L.456.1 , L 564.1 e L 645.1
Nesta série de ligas produzidas, não observou-se nenhuma volatização de zinco.
Os resultados das análises químicas das amostras identificadas, segundo o
procedimento adotado nesse trabalho, são mostrados na Tabela 6.6 e nas Figuras 6.9,
6.10 e 6.11.
108
Tabela 6.6 – Resultados das análises químicas da liga 456.1, liga 564.1 e liga 645.1; posição analisada por concentração (% em peso)
Liga 456.1 Liga 564.1 Liga 645.1Posição% Cu % Zn % Al % Cu % Zn % Al % Cu % Zn % Al
1 74,81 19,50 5,65 71,6 23,45 5,00 67,93 27,66 4,352 74,64 19,73 5,63 71,41 23,27 5,34 70,00 25,61 4,343 75,15 19,40 5,41 71,07 23,62 5,31 69,80 25,75 4,364 74,10 20,75 5,17 71,3 23,39 5,25 69,44 25,77 4,805 73,21 21,63 5,20 71,15 23,58 5,29 68,81 26,09 5,066 73,08 21,72 5,19 71,61 23,09 5,27 68,26 26,50 5,247 73,75 21,09 5,11 71,03 23,77 5,23 68,10 26,59 5,358 71,80 22,99 5,19 70,88 23,80 5,35 68,40 25,94 5,689 72,25 22,59 5,16 70,34 23,90 5,76 70,80 23,18 5,93
10 72,00 22,74 5,20 71,06 23,00 5,86 71,31 22,76 5,9111 71,67 23,08 5,22 71,35 22,75 5,90 71,03 22,75 6,2012 71,70 23,00 5,24 71,19 22,81 5,98 71,42 22,42 6,13
Figura 6.9 – Representação gráfica da Concentração de Alumínio x Posição das análises químicas da liga 456.1, liga 564.1 e liga 645.1
109
Figura 6.10 – Representação gráfica da Concentração de Zinco x Posição das análises químicas da liga 456.1, liga 564.1 e liga 645.1
Figura 6.11 – Representação gráfica da Concentração de Cobre x Posição das análisesquímicas da liga 456.1, liga 564.1 e liga 645.1
110
A análise dos resultados das concentrações do alumínio na Figura 6.9, permite
obter as concentrações originárias das ligas básicas solubilizadas: liga 4.1, liga 5.1 e liga
6.1.
Na Figura 6.12, nota-se um padrão de variação na composição, próprio de
segregação por diferença de massas específicas, exceto a liga 6.1 a qual apresentou uma
grande concentração de porosidade na região central do lingote, levando a uma
significativa perda de material, conforme pode ser visto nas Figuras 6.13 e 6.14.
Figura 6.12 – Representação gráfica da Concentração de Alumínio x Posição equivalente das análises químicas das ligas 4.1, 5.1 e 6.1
(a) (b) (c)
Figura 6.13 - Disposição e identificação dos lingotes da liga 456.1, liga 564.1 e liga 645.1
111
L.456.1 L.564.1 L.645.1 L.456.1 L.564.1 L.645.1
(a) (b)
Figura 6.14 - Lingotes após a difusão e fusão seletiva: (a) Lingotes após fusão seletiva (em bruto) e (b) Marcação dos lingotes para retirada de amostras para análise química
A Figura 6.15 mostra aspectos macrográficos das liga 456.1, liga 564.1 e liga
645.1, nas quais podem ser observados os defeitos de solidificação ocorridos na fusão
das ligas básicas utilizadas para a produção dos lingotes com segregação. Pode-se
observar ainda, a granulometria da estrutura após o processo de difusão e fusão seletiva.
Figura 6.15 - Aspectos macrográficos das ligas 456.1, 564.1 e 645.1
112
Os defeitos de solidificação (Figura 6.15) não permitem êxito na laminação das
ligas. No entanto, otimizados os procedimentos de controle da volatização do zinco e de
obtenção de lingotes com segregação controlada por difusão e fusão seletiva, esse
experimento teve como meta a eliminação dos problemas típicos de solidificação e a
obtenção de novos dados para a avaliação final dos efeitos da segregação sobre o efeito
memória de forma.
6.5. Experimento V
Foram produzidos nove lingotes das ligas básicas, conforme procedimentos
descritos na seção 5.4.1, e uma massa total de matéria prima de 0,6 kg. A liga 6.2 teve
um acréscimo de uma massa equivalente a 1,2 % de alumínio, para uma análise da
compensação da perda deste por oxidação durante sua fabricação, além do teor nominal
da mesma. Nesse experimento, os lingotes produzidos não foram submetidos a
homogeneização mecânica antes da solidificação, pois o objetivo foi eliminar os
defeitos típicos de solidificação, vázios, rechupes e porosidades.
A solidificação foi feita fora do forno, com a troca de calor da base da lingoteira
feita através do contato com um cadinho de grafita refrigerado a água, e a parte superior
da lingoteira protegida por um complemento refratário de concreto Castibar PLW-41,
citado na seção 6.2, para evitar a rápida troca de calor da parte superior do lingote,
responsável por grande parte dos defeitos de solidificação.
Observou-se nesta etapa do trabalho, que o uso do escorificante, estava
favorecendo a formação dos defeitos encontrados nos lingotes produzidos
anteriormente, como a porosidade, bolhas e inclusões não metálicas.
Os lingotes produzidos tiveram a seguinte identificação:
ligas 4.2, 5.2, 6.2 e 4.3, fundidos com escorificate e cujos defeitos de
solidificação ainda foram observados;
ligas 5.3, 6.3, 4.4, 5.4 e 6.4, fundidos sem o uso de escorificante e com
ausência de defeitos macroscópicos de solidificação.
113
Os lingotes foram solubilizados conforme previsto na seção 5.4.2 e
identificados.
Os lingotes das ligas 4.2, 5.2 e 6.2 foram analisados e laminados com uma única
composição química respectivamente, para uma análise da fusão primária e do
tratamento de solubilização.
Os lingotes produzidos pelo procedimento de difusão e fusão seletiva, seção
5.4.3, tiveram a seguinte identificação:
liga 456.3 e liga 465.3 produzidos sem o disco separador de cobre
eletrolítico;
ligas 456.4, liga 564.4 e liga 645.4, produzidas rigorosamente conforme o
procedimento descrito na seção 6.4.3.
A Figura 6.16 mostra aspectos macrográficos das ligas 4.2, 5.2 e 6.2, as quais,
ainda, foram fundidas com o escorificante e a presença dos defeitos de solidificação
ainda persistiram. Observou-se acentuados rechupes de contração, o que pode ser
explicado pela falta do controle na solidificação dos primeiros lingotes solidificados
com refrigeração na base e complemento refratário na parte superior, conforme
procedimento citado anteriormente.
114
Figura 6.16 - Aspectos macrográficos das ligas 4.2, 5.2 e 6.2
A Figura 6.17 mostra a disposição e identificação das partes do lingote
produzido por difusão e fusão seletiva.
Figura 6.17 - Disposição e identificação dos lingotes das ligas456.4, 564.4, 645.4, 456.3 e 465.3
A Figura 6.18 mostra as liga 456.3 e liga 465.3, com a presença de alguns
pequenos defeitos superficiais e um rechupe por contração quase totalmente controlado.
Foi possível produzir apenas dois lingotes destas ligas da série três, porque o
lingote da liga 4.3, fundido ainda com escorificante, apresentou uma alta concentração
115
de defeitos, muito similares aos observados na Figura 6.16, liga 5.2. Esse fato levou ao
descarte da parte superior destes ligotes fundidos com o uso do escorificante.
A ausência do disco separador não causou interferência no processo de
laminação nem gerou falhas nas interfaces de composição , e o aspecto macrográfico
das ligas foi de granulação mais fina e uniforme em todo o lingote, em relação às
produções anteriores.
A provável causa para esse resultado foi o menor tempo de exposição às
temperaturas elevadas, pois, ao se atingir a temperatua de 1050 50 ºC, as ligas foram
retiradas do forno, uma vez que as mesmas não tinham os discos separadores de cobre
eletrolítico.
Figura 6.18 - Aspectos macrográficos das ligas 456.3 e 465.3 após o processo de difusão e fusão seletiva sem o disco separador
As ligas 456.4, 564.4 e 654.4 (Figura 6.19) apresentaram estruturas
macrografiacas quase perfeitas, a não ser pelo aparecimento de uma trinca de
solidificação na parte inferior da liga 456.4 e um pequeno rechupe na liga 564.4.
116
Figura 6.19 - Aspectos macrográficos das ligas 456.4, 564.4 e 645.4,após o processo de difusão e fusão seletiva com o disco separador
Na Figura 6.19, há três regiões distintas ao longo do sentido longitudinal dos
lingotes. Esta é uma característica positiva do procedimento apresentado neste trabalho
para a fabricação de ligas com composições químicas bem distintas, com uma
segregação de composição química bem definida.
A presença dos discos separadores permite um tempo maior à temperatura de
1050 50 ºC, o que leva a um efeito mais acentuado da difusão e fusão seletiva, próprio
da elevada variação de concentração dos elementos zinco e alumínio das ligas e o cobre
puro, eletrolítico do disco separador.
A variação de composição química entre as ligas básicas e o cobre eletrolítico,
usado no disco, propicia uma elevada difusão localizada. O emprego do termo difusão e
fusão seletiva justifica-se, pois, com a dependência dos pontos de fusão às composições
químicas, podem ocorrer fusões localizadas.
6.5.1. Laminação
As ligas foram preparadas para o processo de laminação a quente, conforme
descrito na seção 5.5.2 e laminadas até espessura entre 1mm e 2 mm.
117
Na Figura 6.20 pode ser notado que as falhas no laminado têm início em
defeitos quase imperceptíveis na superfície dos lingotes, fato este que exige um bom
preparo das placas a serem laminadas.
4.2 5.2 6.2 456.3 465.3
Figura 6.20 - Ligas 4.2, 5.2, 6.2, 456.3 e 465.3, laminadas a quente,a parte inferior das lâminas correspondem ao fundo dos lingotes
A Figura 6.21 apresenta as ligas 456.4, 564.4 e 645.4, laminadas a quente. Na
liga 645.4, há uma falha de laminação, em que foi perdida a parte do lingote
correspondente à liga 6. Esse defeito na laminação é próprio da elevada anisotropia,
provocada por uma granulação grosseira na parte superior do lingote. Essa característica
estrutural tem uma grande importância no processo de laminação, pois provoca
dificuldades extras durante o processo de laminação, neste tipo de material.
118
Figura 6.21 - Mostra as liga 456.4, liga 564.4 e liga 645.4,o lado direito das lâminas correspondem ao fundo dos lingotes
Nas Figuras 20 e 21 não foram observados nenhum defeito de laminação que se
relacione ao processo de fabricação por difusão e fusão seletiva. As interfaces das
diferentes composições químicas integraram-se completamente a estrutura final do
lingote.
As ligas produzidas apresentaram valores médios de dureza Vickers, com carga
de 15kg e tempo 30 segundos conforme Tabela 6.7, valores de dureza Vickers para as
ligas no estado bruto de fundição. Nesta tabela observa-se que a variação dos valores de
dureza são muito mais em conseqüência das diferenças estruturais dos lingotes,
acentuando-se a anisotropia, do que pela variação da composição química dos mesmos,
uma vez que cada posição de medida de dureza corresponde a respectiva posição da
119
análise química adotada no trabalho e os aspectos macrográficos podem ser vistos nas
Figuras 6.18 e 6.19.
Tabela 6.7 - Valores de dureza Vickers para as ligas no estado bruto de fundição
Liga 456.3 Liga 465.3 Liga 456.4 Liga 564.4 Liga 645.4Posição
HV15/30 (kgf/mm2)1 103 172 95 102 1192 119 142 103 125 1493 122 153 119 125 1614 130 153 140 155 1615 196 175 162 195 1616 210 180 132 183 1617 203 184 130 201 1618 212 176 128 215 1619 212 188 167 220 207
10 192 177 212 217 17811 190 183 211 213 258
As ligas, após o processo de laminação, foram aquecidas até 800 50ºC na mufla
de aquecimento e resfriadas ao ar. O tempo de aquecimento foi apenas o necessário para
a homogeneização da temperatura.
Na Tabela 6.8, encontram-se os valores de dureza Vickers para as ligas
laminadas, após aquecimento a 800 50ºC, na qual, nota-se uma menor variação dos
valores de dureza do que as encontradas na Tabela 6.9, uma vez que o material
laminado encontra-se mais uniforme estruturalmente e com uma variação anisotrópica
muito menor.
120
Tabela 6.8 - Valores de dureza Vickers para as ligas laminadas,após aquecimento de 800 50oC
Liga 456.3 Liga 465.3 Liga 456.4 Liga 564.4 Liga 645.4Posição
HV15/30 (kgf/mm2)1 100 140 103 100 1342 102 140 103 102 1323 101 140 103 102 1334 103 140 103 103 1315 160 141 161 160 1316 161 141 161 161 1337 161 138 161 161 1328 161 138 161 1619 161 138 161 161
10 161 138 161 16111 161 139 161 161
A ausência dos valores para as posições de 8 a 11 da liga 645.4 foi em
conseqüência da não aceitação do processo de laminação nesta região do lingote,
conforme observado na Figura 6.21.
6.5.2. Análise química
Conforme procedimento descrito na seção 5.6, foram obtidos os resulados das
análises químicas das ligas estudadas. Nas Tabelas 6.8 e 6.9 pode-se observar os
resultados das análises químicas em suas respectivas posições.
Tabela 6.9 – Resultados das análises químicas da liga 456.3 e liga 465.3;posição analisada por concentração (% em peso)
Liga 456.3 Liga 465.3Posição% Cu % Zn % Al % Cu % Zn % Al
1 78,15 17,55 4,34 75,30 20,04 4,712 77,85 18,08 4,21 75,23 20,00 4,833 76,80 18,34 4,86 74,82 20,41 4,814 75,36 20,00 4,74 74,51 20,62 4,965 74,23 20,87 5,08 74,16 20,82 4,996 74,39 20,65 5,01 73,99 20,98 4,817 74,45 20,50 4,98 74,62 20,15 5,158 74,90 20,31 4,81 74,97 20,00 4,909 74,87 20,15 4,91 74,71 20,41 4,88
10 73,64 21,10 5,26 74,93 20,35 4,6511 73,48 21,40 5,00 74,72 20,66 4,75
121
Tabela 6.10 – Resultados das análises químicas da liga 456.4, liga 564.4 e liga 645.4;posição analisada por concentração (% em peso)
Liga 456.4 Liga 564.4 Liga 645.4Posição% Cu % Zn % Al % Cu % Zn % Al % Cu % Zn % Al
1 82,04 13,86 4,10 78,52 17,19 4,39 79,17 16,06 4,862 81,00 14,70 4,37 78,40 17,43 4,30 79,09 15,84 5,043 78,80 16,50 4,67 77,82 17,80 4,58 78,92 16,30 4,804 78,05 17,00 4,78 77,98 17,44 4,68 78,25 17,09 4,715 76,32 18,98 4,80 77,15 17,56 5,25 76,79 18,54 4,756 75,59 19,56 4,95 76,50 17,90 5,57 76,85 18,68 4,697 73,90 20,96 5,06 76,97 17,39 5,52 75,84 19,36 4,848 73,00 22,05 5,09 76,71 17,85 5,53 75,37 19,29 5,409 70,88 23,92 5,12 76,43 18,00 5,51 73,70 19,72 6,65
10 70,91 23,89 5,20 75,99 18,40 5,64 73,82 19,64 6,7811 70,90 23,71 5,35 75,32 18,89 5,79 73,29 19,84 6,77
A análise de composição química pode ser vista a partir das Figuras 6.22, 6.23,
6.24, 6.25, 6.26 e 6.27.
Figura 6.22 – Representação gráfica da Concentração de Alumínio x Posição das análises químicas das ligas 456.4, 564.4 e 645.4
122
Figura 6.23 – Representação gráfica da Concentração de Zinco x Posição das análises químicas das ligas 456.4, 564.4 e 645.4
Figura 6.24 – Representação gráfica da Concentração de Cobre x Posição das análises químicas das ligas 456.4, 564.4 e 645.4
123
Figura 6.25 – Representação gráfica da Concentração de Alumínio x Posição
das análises químicas das ligas 456.3 e 465.3
Figura 6.26 – Representação gráfica da Concentração de Zinco x Posição das análises químicas das ligas 456.3 e 465.3
124
Figura 6.27 – Representação gráfica da Concentração de Cobre x Posição das análises químicas das ligas 456.3 e 465.3
As análises químicas dessas séries de ligas produzidas mostraram uma perda de
alumínio com padrão semelhante ao das séries anteriormente produzidas, porém a perda
do zinco, não foi a esperada, uma vez que não houve perda por volatização, pois esta
não foi detectada em nenhum momento durante a fabricação das ligas, o que comprova
a eficiência do procedimento utilizado para o controle do zinco por volatização.
No entanto, ficou caracterizado nesta série de ligas, uma segregação por variação
de massa específica. Este fato pode ser observado pela variação crescente dos teores de
zinco da parte inferior para a parte superior dos lingotes.
A não homogeneização mecânica dos lingotes, levaram-nos a manter uma
segregação por diferença de massas específicas, que não foi possível ser homogeneizada
pelo tratamento de solubilização.
A falta da completa homogeneização das ligas durante o tratamento de
solubilização, pode ser comprovada na Tabela 6.11, resultados das análises químicas
das ligas 4.2, 5.2 e 6.2, solubilizadas.
125
Tabela 6.11 - Resultados das análises químicas das ligas 4.2, 5.2 e 6.2
Liga 4.2 Liga 5.2 Liga 6.2
Cu Zn. Al Cu Zn Al Cu Zn Al
1 75,20 20,41 4,39 75,95 19,57 4,52 73,33 19,37 7,28
2 74,65 20,95 4,61 75,62 19,64 4,85 73,10 19,61 7,41
3 74,20 21,02 4,80 75,43 20,04 5,06 73,46 19,44 6,98
4 72,96 22,26 4,90 74,83 19,99 5,22 72,96 20,00 7,31
5 72,95 22,50 4,84 74,49 20,08 5,34
A perda do zinco nestas ligas ficou ainda mais acentuada quando as
extremidades dos lingotes foram descartadas no processo de preparação para produção
dos lingotes por difusão e fusão seletiva, pois a maior concentração do zinco
encontrava-se nesta região do lingote.
A perda do alumínio manteve o mesmo padrão, tanto nas ligas fundidas com
escorificante, anti-oxidante, quanto nas ligas fundidas sem escorificante. Este fato
permite sugerir o não uso do escorificante, uma vez que o uso deste, apenas trouxe
perda da qualidade dos lingotes produzidos, conforme discussões anteriores. A
atmosfera do forno poderá ser controlada para uma condição mais redutora do que
oxidante, o que minimizara as oxidações.
O controle efetivo do alumínio poderá ser feito através da adição de um
percentual que considere as perdas por oxidação, conforme resultado obtido pela
adição de um valor maior que o nominal do teor de alumínio na liga 6.2. O valor desta
correção só poderá ser feito em valores definitivos, após um estudo específico sobre a
eficiência do tratamento de solubilização e a partir das análises químicas das ligas
perfeitamente homogeneizadas. Este procedimento permitirá verificar o real percentual
de perda do zinco, também por oxidação.
Uma vez que as composições químicas variaram além dos valores esperados em
conseqüência da segregação por variação de massa específica e pela ineficiência do
tratamento de solubilização, o efeito da segregação controlada pelo processo de
fabricação por difusão e fusão seletiva, nestas séries de ligas, sofreu uma variação a qual
levou as ligas a composições químicas cujos Efeitos Memória de Forma não vieram
126
manifestar conforme o desejado, ou seja, em três diferentes faixas de temperaturas ao
longo dos lingotes produzidos.
6.5.3. Características elétricas e o Efeito Memória de Forma
Conforme a seção 5.7, caracterização elétrica das ligas com efeito memória de
forma, pode-se obter as curvas de resistividade elétrica versus temperatura ( x T ), as
quais permitem inicialmente avaliar o efeito da corrente elétrica usada na caracterização
e em suas respectivas temperaturas de transformações de fases martensita/austenita no
aquecimento e austenita/martensita no resfriamento e ainda comprovar o tipo II, de
transformação martensítica, seção 2.1.1, Figura 2.2, na qual Af Mi Ai Mf, através
da análise das Figuras 6.28, 6.29 e 6.30.
Figura 6.28 - Gráfico resistividade elétrica versus temperatura para corrente deexcitação de 0,3A e respectivas temperaturas de transformações de fases durante o
aquecimento e resfriamento
127
Figura 6.29 - Gráfico resistividade elétrica versus temperatura para corrente deexcitação de 0,6A e respectivas temperaturas de transformações de fases durante o
aquecimento e resfriamento
Figura 6.30 - Gráfico resistividade elétrica versus temperatura para corrente deexcitação de 0,8A e respectivas temperaturas de transformações de fases durante o
aquecimento e resfriamento
128
Fez-se as leituras das temperaturas de fases, tomando um valor médio através
das retas paralelas inseridas nos gráficos, as quais encontram-se com uma diferença
entre si menor que 3% do valor da resistividade elétrica medida, uma vez que a ordem
de grandeza é de .cm, esta variação poderá ser desprezível.
A pequena variação nas temperaturas de transformações de fases, a qual pode ser
própria do efeito dos ciclos térmicos, discutida na seção 3.5.1, permitiu definir a
corrente de 0,6A para a caracterização das ligas a serem analisadas quanto ao efeito da
segregação sobre a memória de forma.
Na Figura 6.31, pode-se avaliar o efeito da composição química sobre a
memória de forma para as ligas 4.2 e 5.2.
Figura 6.31 - Gráfico resistividade elétrica versus temperatura para as ligas 4.2 e 5.2
Na Figura 6.31, observa-se uma histerese bem característica das temperaturas
de transformações de fases na liga 5.2, a qual também se manifesta na liga 6.2 (Figura
6.29). A composição química resultante dos processos de fabricação da liga 4.2 não
permitiu que o mesmo efeito fosse obtido, devido a perda do alumínio por oxidação e do
zinco pela segregação por variação de massa específica, comprovada na Tabela 6.11.
129
Os gráficos a seguir são os da caracterização elétrica das ligas fabricadas com a
segregação controlada por difusão e fusão seletiva, Figuras 6.32, 6.33 e 6.34.
Figura 6.32 - Gráfico resistividade elétrica versus temperatura para a liga 456.1
Na seção 5.1, Figura 5.1 e Equação 5.1, constata-se que a liga 456.1 deveria
estar manifestando o EMF , em uma faixa de temperatura Mi de aproximadamente 293K
(20oC) até 423K (150oC), no entanto, em nenhum ensaio realizado nas amostras desta
liga, o EMF manifestou-se, conforme pode ver observado na Figura 6.32 e no processo
de memorização da mesma.
130
Figura 6.33 - Gráfico resistividade elétrica versus temperatura,para as ligas 465.3 e 564.4
Na seção 6.5.2, análise química, pode-se verificar nas Figuras 6.22 até 6.27 e
nas Tabelas 6.9 e 6.10 as respectivas variações das composições químicas das ligas
465.3 e 564.4 e notar uma maior variação na composição química, segregação mais
acentuada, na liga 564.4. Esta encontra-se mais próxima do efeito de segregação
imposto pelo processo de difusão e fusão seletiva, desenvolvido neste trabalho, do que a
liga 465.3. Porém, conforme já citado, as previsões do EMF segundo referências
teóricas, as temperaturas Mi , encontravam-se todas em um valor superior aos medidos
na liga 564.4. A liga 465.3, por apresentar maior homogeneidade não manifestou uma
histerese típica do EMF.
131
Figura 6.34 - Gráfico resistividade elétrica versus temperatura, para as ligas 456.4 e 456.3
Em uma análise análoga ao da Figura 6.33, observa-se que, na Figura 6.34, a
liga 456.4 apresenta uma maior segregação do que a liga 456.3, porém as variações de
composição levaram-na, a não manifestação do EMF, por sair do campo de composição
química em que o EMF se manifesta. No entanto, a liga 456.3 com uma maior
homogeneidade, ficou em uma faixa de composição na qual pode-se verificar uma
histerese típica do EMF.
Observa-se que as duas ligas 456.4 e 456.3 apresentam composições químicas
semelhantes em alguns seguimentos das amostras e este fato levou as curvas da Figura
6.34 apresentar uma forma característica para as duas ligas a temperaturas superiores a
363K (90oC).
As variações e os picos apresentados nos gráficos resistividade elétrica versus
temperatura podem ser explicados através das variações estruturais ocorridas nas
transformações de fases, uma vez que o movimento dos elétrons não pode ocorrer sob
condições que satisfaçam a lei de Bragg (REED-HILL, 1982, p. 84), sem se esquecer
132
que as fases têm sua dependência na relação elétrons de valência/átomos, já citado
anteriormente.
A Tabela 6.12 foi obtida através da determinação das temperaturas de início da
transformação martensítica (Mi) teóricas e os valores reais encontrados.
Tabela 6.12 – Valores das temperaturas Mi (início da transformação martensítica) – teórios e reais
Liga Mi1 (ºC) Mi2 (ºC) Mireal (ºC)
4.2 sem EMF 165 sem EMF5.2 200 157 606.2 50 -85 70
456.1 75 a 200 25 a 145 sem EMF 465.3 sem EMF 167 a > 200 sem EMF 456.3 177 a > 200 144 a > 200 52456.4 25 a > 200 -39 a > 200 sem EMF 564.4 sem EMF sem EMF -13
A falta de correspondência dos dados encontrados na literatura com os valores
obtidos experimentalmente, a não eficiência do tratamento de solubilização e a forte
segregação por variação de massa específica , levaram as curvas resistividade elétrica
versus temperatura, que caracterizam o EMF, a manifestarem em situações extremas de
composição química em que o EMF ocorre. Porém, mesmo em valores extremos
observa-se uma forma de curva peculiar nas ligas produzidas por difusão e fusão
seletiva o que permite afirmar que, com as devidas correções a produção de ligas
memória de forma com segregação controlada é uma realidade.
O procedimento de difusão e fusão seletiva, apresentado neste trabalho, poderá
ser aplicado em outras áreas da engenharia de materiais.
133
CAPÍTULO VII – Conclusões
Das observações e análises dos resultados deste trabalho, extraem-se as
conclusões finais:
a) o processo de controle da volatização do zinco mostrou-se eficiente e
tecnologicamente viável;
b) a fabricação de ligas com uma segregação controlada ao longo do lingote, pelo
processo de difusão e fusão seletiva é possível e pode ser aplicado em outras áreas
da engenharia de materiais;
c) a dureza das ligas produzidas tem um efeito muito mais dependente da morfologia
estrutural do que da variações de composições químicas;
d) constatou-se que a composição química das ligas produzidas ficaram em campos
extremos de manifestação do EMF, em conseqüência da segregação por variação de
massa específica dos elementos químicos e da não eficiência plena do tratamento de
solubilização o qual pode ser otimizado com um aumento da temperatura e uma
diminuição das dimensões dos lingotes a serem tratados, diminuindo desta forma as
massas a serem homogeneizadas;
e) sem uma padronização de procedimentos de fabricação, da metodologia de ensaios e
de normas de avaliação, a produção comercial de ligas Cu-Zn-Al com memória de
forma, será sempre dificultada, porém fica claro a possibilidade de produzir ligas
com um controle da segregação dos solutos que amplie e torne mais preciso o Efeito
Memória de Forma em um único componente fabricado com esse tipo de liga;
f) os dados e resultados encontrados na literatura específica sobre ligas EMF Cu-Zn-
Al, devem ser utilizados apenas como um referencial, pois os mesmos são muito
dependentes das condições metodológicas em que foram obtidos, razão esta, da
maioria dos trabalhos serem feitos em amostras monocristalinas e sem uma
elucidação clara do que se pretendia estudar antes da produção da amostra, estuda-se
quase sempre aspectos das amostras já produzidas, mas raramente são esclarecidos
os procedimentos de produção das amostras;
134
g) as ligas Cu-Zn-Al com EMF têm um grande potencial de aplicação em sistemas de
controle residenciais, ou seja, na engenharia civil e arquitetura, nas quais as
exigências funcionais são menores;
7.1. Propostas para futuros trabalhos
1) Estudo da eficiência e otimização do tratamento de solubilização em ligas Cu-Zn-
Al.
2) Caracterização mecânica das interfaces de composições em ligas fabricadas por
difusão e fusão seletivas em ligas Cu-Zn-Al.
3) Aplicações de componentes com múltiplos efeitos memória de forma fabricados
com ligas Cu-Zn-Al difundidas e fundidas seletivamente.
4) Aplicação da fabricação por difusão e fusão seletiva em ligas metálicas e outros
materiais não metálicos.
5) A produção de ligas metálicas por difusão e fusão seletiva no sentido transversal.
6) Otimização dos procedimentos de caracterização elétrica das ligas com EMF.
135
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143
ANEXO A
PROJETO DE FABRICAÇÃO DE FORNOS A GÁS PARA
FUSÃO DE LIGAS METÁLICAS ATÉ 1500OC COM
ATMOSFERA CONTROLADA
CARLOS ANTONIO VIEIRA
ORIENTADOR: PROF. DR. HERMAN JACOBUS
CORNELIS VOORWALD
144
Sumário
Capítulo I – Introdução.
1.1 - Considerações iniciais..................................................................................... 03
1.2 - Objetivo do trabalho ....................................................................................... 03
1.3 - Justificativa do trabalho.................................................................................. 04
Capítulo II - Revisão Bibliográfica.
2.1 - Os fornos elétricos......................................................................................... 05
2.2 - A combustão - combustíveis.......................................................................... 06
2.3 - O processo de combustão.............................................................................. 08
2.4 - Análise da 1a lei da termodinâmica em sistemas reagentes........................... 10
2.5 - O calor........................................................................................................... 12
2.6 - A transferência de calor................................................................................. 14
Capítulo III - Materiais e Métodos.
3.1 - O forno............................................................................................................ 18
3.2 - O queimador ou tocha ................................................................................... 21
3.3 - O insuflador de ar............................................................................................ 22
3.4 - O combustível e o controle da combustão ..................................................... 22
3.5 - O controle da temperatura.............................................................................. 23
3.6 - A otimização do forno.................................................................................... 23
3.7 - Consumo estimado de combustível ................................................................ 24
Capítulo IV - Fabricação e Custos
4.1 - O forno............................................................................................................ 28
4.2 - O queimador ou tocha .................................................................................... 28
4.3 - O insuflador .................................................................................................... 29
4.4 - Sistema de alimentação, controle e segurança .............................................. 30
Referências ........................................................................................................... 31
145
Capítulo I – Introdução
1.1 - Considerações iniciais
A metalurgia é uma arte e a ciência da produção de ligas metálicas com forma e
com propriedades convenientes à sua utilização prática. Ela desempenhou, sem dúvidas,
um papel de relevante importância na História; na antigüidade transportou a civilização
da Idade da Pedra à Idade do Bronze e, posteriormente, à Idade do Ferro.
Atualmente a metalurgia constitui-se em um dos ramos de grande importância na
ciência e tecnologia dos materiais e o seu atual estudo baseia-se no conhecimento que
relaciona composição, estrutura e processamentos de materiais com suas propriedades
e usos.
No atual contexto dos estudos dos materiais, um dos fatores de extrema
importância para a pesquisa e desenvolvimento de uma nova liga metálica é, sem
dúvida, a forma como a mesma será fundida e solidificada. Atualmente as ligas
metálicas são fundidas por processos que envolvem fornos elétricos, muitas vezes com
alto custo de aquisição e operacional, inviabilizando muitos trabalhos de pesquisas. Não
bastassem todas essas dificuldades, estamos no início de uma crise de energia e o gás
natural ainda é, com certeza, uma alternativa para as próximas décadas.
Por todas as razões expostas, este trabalho propõe um “Projeto de Fabricação
de um Forno a Gás para fusão de ligas metálicas até 1500oc com atmosfera
controlada”.
1.2 - Objetivos do Trabalho
Motivado pelos grandes desafios de produzir ligas metálicas, que atendam as
exigências e aos interesses tecnológicos, tais como ligas com efeito memória de forma,
ligas para aplicações em ortodontia, em ortopedia, entre tantas outras aplicações, este
trabalho objetiva a fabricação de um forno cuja fonte de calor seja a combustão de um
gás: gás natural de petróleo, gás liqüefeito de petróleo ou gás gerado por bio-digestores
e que ainda tenha como característica fundamental o controle da atmosfera de fusão.
146
1.3 - Justificativa do Trabalho
Justifica-se este projeto de fabricação de um forno a gás com atmosfera
controlada:
em primeiro momento pela própria inexistência de algum equipamento
similar disponível no mercado;
ter um equipamento acessível, barato e que torne possível pesquisas em novas
ligas;
desvincular a dependência da energia elétrica para fusão de ligas metálicas;
produzir ligas de aplicações tecnológicas baratas e competitivas no mercado
globalizado, e;
despertar nos novos pesquisadores a ousadia de criar e inovar mediante as
adversidades.
147
Capítulo II - Revisão Bibliográfica
2.1 - Os fornos elétricos
Os fornos elétricos são atualmente um dos principais equipamentos para
produção e processamento das ligas metálicas, sejam utilizados para fusão,
sinterização ou nos tratamentos térmicos. Estes são sempre presentes e
indispensáveis para o desenvolvimento e produção destes materiais.
O critério da classificação dos fornos elétricos baseia-se no método de produção
e transmissão do calor e poderá ser visualizado na Tabela 2.1 (Stasi, 1981).
Tabela 2.1 - Classificação dos fornos elétricos
Tipo de forno Tipo de aquecimento
A resistência Resistivo direto
A resistência Resistivo indireto
A resistência Direto a resistência
A resistência Indireto a resistência
A eletrodo Direto a eletrodo
A eletrodo Indireto a eletrodo
A arco A arco-resistência
A arco A arco direto
A arco A arco indireto
A indução Direto a indução
A indução Indireto a indução
Dielétrico Dielétrico
A raios infravermelhos A raios infravermelhos
A fixes eletrônicos A fixes eletrônicos
A plasma A plasma
A ondas ultra-sonoras A ondas ultra-sonoras
Fonte: Stasi, 1981.
148
A eletrotermia trata de todas as utilizações da energia elétrica para produção de
calor.
Do ponto de vista econômico, devemos ter em mente que 1 kg de gás natural
(CH4 - metano + C2H6 - etano), tem poder calorífico médio de 51476 kJ/kg. , ou o gás
liqüefeito de petróleo (C3H8 - propano + C4H10 - butano) , com poder calorífico
médio de 47867 kJ/kg. , a um custo de mercado aproximado de R$ 2,30 o quilo contra
o consumo médio de energia elétrica equivalente de 13,798 kW.h a R$ 4,83, (com um
valor médio de R$ 0,35 o kW.h), concluindo-se que o custo do calor gerado por
eletricidade é superior ao do calor gerado pela combustão de gases derivados de
petróleo em 110,0% (valor atualizado em dezembro de2003).
Apesar dos menores custos da geração de calor por combustão de gases, os
motivos da predominante utilização dos fornos elétricos são:
somente os fornos elétricos podem ultrapassar os 2000oC, temperaturas as
vezes necessárias ao processo;
rendimento da central térmica de grandes dimensões é certamente melhor do
que o de fornos pequenos a combustíveis;
sistema de controle da temperatura, da potência e da atmosfera é mais fácil e
preciso.
Levando-se em conta as considerações gerais acima expostas, antes de passar a
claro qualquer projeto técnico de instalação de qualquer forno elétrico, é preciso que o
projeto seja precedido de um estudo de caráter econômico e comercial do produto ou de
sua finalidade (Stasi, 1981).
Neste estudo preliminar dos prós e contras dos fornos elétricos, devido aos seus
custos, sua dependência de fontes geradoras de energia elétrica, não se pode descartar a
possibilidade de um forno a gás com atmosfera controlada, para fusão, sinterização e
tratamentos térmicos até temperaturas de 1500oC e que venha atender as necessidades
de pesquisadores e pequenas indústrias que desejam trabalhar no desenvolvimento e
fabricação de materiais com pequenos fornos.
149
2.2 - A Combustão - Combustíveis
Na engenharia, muitos são os problemas que envolvem reações químicas, dentre
os quais a combustão se destaca pela sua utilização na maioria das máquinas ou
aparelhos que trabalham em sistemas de produção de potência e fornos.
O estudo da combustão divide-se em quatro partes, justamente as que são
definidas pelos princípios da:
conservação de massa, o qual permite calcular-se a massa dos produtos de
combustão em função das massas do ar e do combustível, ou mediante uma
análise dos gases de escape e da composição do combustível, determinar as
massas de combustível e ar no processo;
primeira lei da termodinâmica, o qual permite fazer-se uma análise das
quantidades de energia envolvida no processo;
segunda lei da termodinâmica, o qual permite fazer-se uma análise da
eficiência do processo;
cinética química (Guy, 1980).
A combustão é uma reação entre o oxigênio e diversas substâncias, em geral C e
H2 ou substâncias que contenham esses elementos, chamadas combustíveis.
O combustível a ser utilizado neste trabalho será o gás natural ou gás liqüefeito
de petróleo, classificados como hidrocarbonetos gasosos e obtidos nos poços de gás
natural classificados conforme Tabela 2.2 (Van-Wylen, 1976).
Tabela 2.2 - Análise volumétrica de alguns combustíveis gasosos típicos
Tipos de gases naturais Constituinte
A B C D
Metano 93,9 60,1 67,4 54,3
Etano 3,6 14,8 16,8 16,3
Propano 1,2 13,4 15,8 16,2
Butano* 1,3 4,2 7,4
Nitrogênio 7,5 5,8 Nota: (*) Butano e todos os hidrocarconetos mais pesados .
150
A principal fonte de oxigênio é o próprio ar atmosférico, que se constitui da
seguinte composição:
volumétrica - 21% de oxigênio, 78% nitrogênio e 1% de argônio e outros;
gravimétrica - 1kg de ar tem, 0,231kg de O2 , 0,756 kg de N2 e 0,013kg de
argônio e outros gases.
O nitrogênio e os outros gases que compõem o ar não reagem com o
combustível.
2.3 - O processo de combustão
O processo de combustão envolve a oxidação dos constituintes do combustível
que são capazes de serem oxidados e pode, portanto, ser representado por uma reação
química. Durante o processo de combustão, a massa de cada elemento permanece a
mesma. Assim, escrever as equações químicas e resolver os problemas que envolvem
quantidades de vários constituintes, basicamente implica a conservação da massa de
cada elemento.
Quando um combustível constituído por hidrocarbonetos é queimado, o carbono
e o hidrogênio são oxidados. Considere a combustão completa do metano como
exemplo.
CH4 + 2O2 CO2 + 2H2O
Nesse caso, os produtos de combustão incluem tanto o dióxido de carbono
quanto a água, a qual encontra-se, neste caso, na fase gasosa.
Nesta análise não serão mencionados os produtos intermediários da combustão,
embora em um estudo mais detalhado da combustão estes produtos intermediários não
possam ser negligenciados, pois podem ser elementos poluidores.
Na maioria dos processos de combustão, o oxigênio é fornecido pelo ar e não
como oxigênio puro. A composição do ar, conforme já citada em base molar, é
aproximadamente 21% de oxigênio, 78% de nitrogênio e 1% de argônio e outros.
Admite-se que o nitrogênio e o argônio não sofrem reações químicas (exceto a
dissociação que poderá ser considerada em um estudo mais detalhado). No final da
combustão, entretanto, eles estão na mesma temperatura que os demais produtos e,
portanto, sofrem uma mudança de estado se os produtos finais não estiverem à mesma
151
temperatura que o ar no início da combustão. Deve-se observar que em altas
temperaturas atingidas, como por exemplo em motores de combustão interna, há, na
realidade, alguma reação entre o nitrogênio e o oxigênio, o que causa a poluição do ar
associada com o óxido de nitrogênio presente nos gases de escape, fato este que não
deverá acontecer nos fornos, pois as reações ocorrem a pressão atmosférica.
Na solução dos problemas de combustão que envolvem o ar, o argônio é
comumente desprezado, e o ar é considerado como sendo composto de 21% de
oxigênio e 79% de nitrogênio, em volume. Quando essa hipótese é feita, o nitrogênio é,
algumas vezes, chamado de "nitrogênio atmosférico". O nitrogênio atmosférico possui
um peso molecular de 28,16 g/mol, (levando em consideração o argônio), enquanto que
o nitrogênio puro tem peso molecular de 28,016 g/mol. Nas considerações a seguir,
adota-se o percentual de nitrogênio de 79% como sendo puro.
A hipótese de que o ar é constituído por 21% de oxigênio e 79% de nitrogênio,
em uma base volumétrica, conduz à conclusão de que para cada mol de oxigênio estão
envolvidos 3,76 moles de nitrogênio (79 21 = 3,76). Portanto, quando o oxigênio para
a combustão do metano, por exemplo, é fornecido junto com o ar, a reação pode ser
escrita:
CH4 + 2O2 + 2(3,76) N2 CO2 + 2H2O + 7,52 N2
A quantidade mínima de ar que fornece o oxigênio suficiente para a combustão
completa do carbono, hidrogênio e quaisquer outros elementos do combustível que
possam oxidar é chamada de "ar teórico". Quando se consegue combustão completa
com o ar teórico, os produtos resultantes não contêm oxigênio. Na prática, sabe-se que a
combustão completa não é conseguida, a menos que a quantidade de ar fornecida seja
pouco maior do que a quantidade teórica necessária. A quantidade de ar realmente
fornecida é expressa em termos de porcentagem do ar teórico. Assim 150% de ar teórico
significa que o ar é realmente fornecido numa quantidade uma vez e meia maior do que
o ar teórico. A combustão completa do metano, com 150% de ar teórico, é descrita:
CH4 + 2(1,5)O2 + 2(3,76)(1,5)N2 CO2 + 2H2O + O2 + 11,28 N2
A quantidade de ar, realmente fornecida, também pode ser expressa em termos
de porcentagem de excesso de ar. O excesso de ar é a quantidade de ar fornecida além
152
da teórica. Assim 150% de ar teórico é equivalente a 50% de excesso de ar. Ambos os
termos, ar teórico e excesso de ar, são de uso corrente.
Dois parâmetros importantes utilizados nos processos de combustão são a
relação ar- -combustível (designada AC) e o seu recíproco, a relação combustível-ar
(designada CA). A relação ar-combustível é comumente expressa em relação à massa,
mas, algumas vezes, também é expressa em relação ao mol. A relação ar teórico-
combustível é a relação entre a massa (ou moles) de ar e a massa (ou moles) de
combustível.
Quando a quantidade de ar fornecida é menor do que a quantidade de ar teórica
necessária, a combustão é dita incompleta. Se há somente uma pequena deficiência de
ar, o resultado é que um pouco de carbono une-se com o oxigênio para formar o
monóxido de carbono (CO), ao invés de dióxido de carbono (CO2). Se a quantidade de
ar fornecida for consideravelmente menor do que a quantidade de ar teórico necessária,
poderão existir também alguns hidrocarbonetos nos produtos de ombustão.
2.4 - Análise da primeira lei da termodinâmica em sistemas reagentes
A importância da entalpia de formação é que ela é mais adequada à análise da
primeira lei em sistemas reagentes, pois as entalpias de substâncias diferentes podem ser
somadas ou subtraídas, desde que elas sejam relativas à mesma base.
Em tais problemas escrevemos a primeira lei, para um processo de escoamento
em regime permanente, na forma.
Qv.c. + HR = Wv.c. + HP ..............................................................................(1)
ou
Qv.c. + R nehe = Wv.c + P ns hs ..............................................................(2)
Onde R e P referem-se, respectivamente, aos reagentes e aos produtos. Em cada
problema é necessário encontrar um parâmetro como base para a solução. Comumente
efetuam-se os cálculos em relação a um mol de combustível.
153
Os valores das entalpias de formação podem ser encontrados em tabelas como
por exemplo:
[Da Janaf Thermochemical Data, The Dow Chemical Company Thermal
Laboratory, Midland, Michigan, EUA] ou;
[Da F. D, Rossini et al., API Research Project 44].
A entalpia de combustão, hRP, é definida como a diferença entre a entalpia dos
produtos e a entalpia dos reagentes, quando ocorre combustão completa a uma dada
temperatura e pressão. Os valores tabelados de entalpia de combustão são usualmente
dados para uma temperatura de 25oC e pressão de 1 atm. A entalpia de combustão, para
alguns combustíveis utilizados neste trabalho, é dada na Tabela 2.3 (Funakano, 1987).
Tabela 2.3 - Entalpia de combustão de alguns hidrocarbonetos a 25o C, em kJ/kg
H2O(l) nos produtos [Ps] H2O(v) nos produtos [Pi]
Hidrocarboneto Fórmula líquido gasoso líquido gasoso
Metano CH4 - 55462 - 50020
Etano C2H6 - 51882 - 47490
Propano C3H8 - 49990 - 50358 - 45996 - 46360
Butano C4H10 - 49161 - 49530 - 45376 - 45745
Freqüentemente, são utilizados os termos "poder calorífico" ou "calor de
reação". Isso representa a quantidade de calor transferida da câmara de combustão,
durante o processo, à temperatura constante. No caso de pressão constante ou processo
de escoamento em regime permanente, conclui-se, pela primeira lei da termodinâmica,
que ela é igual à entalpia de combustão com sinal contrário. Por esse motivo, essa
quantidade de calor transferido é , algumas vezes, chamada de poder calorífico à
pressão constante, para os processos de combustão.
154
No caso de um processo a volume constante, a quantidade de calor transferido é
igual à energia interna de combustão com sinal contrário, isto é , algumas vezes
designado como poder calorífico a volume constante no caso da combustão.
Junto ao poder calorífico, são usados os termos "superior" e "inferior", para
designar quantidade de calor transferida com H2O(l), água líquida, nos produtos e
quantidade de calor transferida com H2O(v), vapor d'água, nos produtos,
respectivamente.
A análise feita neste item do trabalho tem como objetivo dispor de meios que
possibilitam estimar o consumo de combustível necessário ao funcionamento do forno
para uma certa aplicação, uma vez que o importante, no forno, é a eficiência na
transferência de calor da câmara de combustão para a câmara de trabalho, cujo ambiente
deve ter controle atmosférico. Desta forma, a análise da segunda lei da termodinâmica
será importante na determinação da eficiência geral do forno (Funakano, 1987).
2.5 - O Calor
Define-se o calor como sendo a energia que flui entre um sistema e sua
vizinhança, como conseqüência da diferença de temperatura que existe entre eles.
A energia também pode ser transferida de um sistema para sua vizinhança por
meio de trabalho. Neste projeto, o trabalho transferido será desprezado, uma vez que
nas reações ocorridas no forno não se apresentam variações de volume e
consequentemente a transferência de energia por trabalho realizado não existirá.
Tanto o calor quanto o trabalho representam energia em trânsito entre um
sistema e sua vizinhança. O calor e o trabalho, ao contrário da temperatura, da pressão e
do volume, não são propriedades intrínsecas de um sistema. Eles têm significado
somente enquanto descrevem transferência de energia para dentro ou para fora do
sistema, adicionando-a ou subtraindo-a do estoque de energia interna do sistema.
U = Q - [1a Lei da termodinâmica] ......................................................(3)
U = variação da energia interna do sistema, (J)
Q = quantidade de calor transferida, (J)
= trabalho realizado ou recebido, (J)
155
2.5.1 - Absorção de calor
O calor pode ser absorvido por um sistema de duas maneiras: com mudança de
sua temperatura, ou com transformação de fase de um dos componentes do sistema. O
calor absorvido nos processos com variações de temperatura é chamado de calor
sensível e pode ser expresso por:
Q = c.m. (Tf - Ti) ..........................(4) ou Q = C (Tf - Ti)............................(5)
Q = quantidade de calor, (J) Q = quantidade de calor, (J)
c = calor específico, (J/kg.K) C = capacidade térmica, (J/K)
Tf = temperatura final, (K) Tf = temperatura final, (K)
Ti = temperatura inicial, (K) Ti = temperatura inicial, (K)
m = massa, (kg.)
O calor absorvido por um sistema com transformação de fase é chamado de
calor latente de transformação. A quantidade de calor por unidade de massa transferida
durante uma mudança de fase é chamada de calor latente de transformação ou calor
latente (símbolo L).
O calor latente de transformação total transferido será expresso por:
Q = L .m ........................................................................................................(6)
Q = quantidade de calor ,(J)
m = massa,(kg.)
L = calor latente, (J/kg.)
Os valores dos calores específicos e dos calores latentes de transformações das
substâncias encontram-se nas tabelas da IUPAC (Tabelas periódicas da União
Internacional para Ciência Pura e Aplicada) (Oberg, 1979).
156
2.6 - A transferência de calor
A transferência de calor de um corpo quente para um corpo frio ocorre por três
mecanismos: condução, convecção e radiação.
a) A condução é o mecanismo de troca de calor através das massas de um
sistema. As amplitudes de vibração dos átomos e elétrons, como por exemplo em um
metal na extremidade quente, assumem valores relativamente grandes. Estas amplitudes
vibracionais crescentes são passadas ao longo do material de átomo a átomo. Desta
forma, uma região de temperatura crescente se estende ao longo do material em direção
à região mais fria.
Considere uma barra de área da seção reta A e comprimento L , cujas
extremidades são mantidas a temperaturas, Ti e Te .Seja Q o calor que flui através da
barra, de sua face quente para a sua face fria, num tempo t. A experiência mostra que a
taxa com que o calor flui (=Q/t) é dada por :
H (= Q/t) = kA (Ti- Te).L-1 ...........................................................................(7)
H = fluxo de calor.(W) ou (J/s)
A = área da seção reta. (m2)
K = condutividade térmica (W/mK)
Ti = Temperatura interna (K)
Te = Temperatura externa (K)
157
Figura 01 - Condução térmica. Calor flui de um ambiente à temperatura Ti
para um ambiente mais frio à Te, através de uma barra condutora de
espessura L área transversal A e condutividade k (ZEMANSKY, 1978)
Tabela 2.4 - Algumas Condutividades Térmicas
Materiais Condutividade, k (W/m.K)
Prata 428,000
Cobre 401,000
Alumínio 235,000
Grafita 180,000
Castibar- 96 (a) (b) 17,000
Aço Inoxidável 14,000
Castibar N(b) 5,000
Refratário- Castibar-PAC (b) 1,270
Refratário- Castibar-PSI (b) 0,450
Refratário- Castibar PLW61(b) 0,200
Fibra de Vidro 0,048
Lã Mimeral 0,043
Ar (seco) 0,026
Espuma de Poliuretano 0,024
Notas: (a) 96,0 % Al2O3 + 3,0% SiO2 + 1% outros[4][6][7]; (b) Catálogo Técnico, Indústria
Brasileira de Artefatos Refratários.
158
b) A convecção é o mecanismo de transferência de calor nos fluidos, por
intermédio do deslocamento das massas. A temperatura do fluido em contato com o
objeto quente aumenta e, na maioria dos casos, o fluido se expande. Tendo menor massa
específica que o fluido mais frio da vizinhança, ele sobe por efeito de um empuxo. O
fluido do meio mais frio desce tomando o lugar do fluido quente que subiu, formando-
se, então, uma circulação convectiva.
A teoria matemática de convecção de calor é bastante complexa, devido ao fato
de que o calor perdido ou ganho por uma superfície, a uma temperatura, em contato
com um fluido, a outra temperatura, depende de vários fatores, como:
forma geométrica da superfície (plana ou curva);
posição da superfície (horizontal ou vertical);
estado do fluido (gás ou líquido);
a massa específica, viscosidade, calor específico e condutividade térmica;
tipo de escoamento (lento laminar ou turbulento);
ocorrência de evaporação, condensação ou formação de películas.
O procedimento adotado nos cálculos práticos consiste inicialmente em definir
um coeficiente de convecção, h por meio da equação (Zemansky, 1978):
H = hA T .....................................................................................................(8)
H = corrente térmica de convecção, (Q/t) (J/s)
h = coeficiente de convecção, (J/s.m2.K) ou (W/ m2.K)
A = área da superfície, (m2)
T= diferença de temperatura entre a superfície e a massa do fluido, (K).
c) A radiação é uma forma de transferência de calor através das ondas
eletromagnéticas que percorrem livremente o vácuo.
O termo radiação refere-se à emissão contínua de energia da superfície de todos
os corpos. É chamada de energia radiante e tem a forma de ondas eletromagnéticas.
Essas ondas propagam-se com a velocidade da luz e são transmitidas através do vácuo
159
ou no ar (na realidade, são melhor transmitidas no vácuo, pois no ar são parcialmente
absorvidas).
A energia radiante emitida por uma superfície, por unidade de tempo e de área,
depende da natureza e da temperatura do corpo. A baixas temperaturas, a taxa de
radiação é pequena e a energia radiante consiste principalmente de comprimentos de
onda relativamente longos. À medida que a temperatura aumenta, a taxa de radiação
cresce rapidamente, sendo diretamente proporcional à 4a potência da temperatura
absoluta, (K). Por exemplo, um bloco de cobre à temperatura de 373K irradia cerca de
300W/m2 de sua superfície, enquanto a 773K sua radiação é de 5400W/m2. Já a 1273K
ele irradia 40000W/m2, essa taxa de radiação é cerca de 133 vezes maior que a uma
temperatura de 373K.
A cada temperatura, a energia radiante emitida tem um comprimento de onda
característico, mais uma mistura de ondas de diferentes comprimentos com menor
intensidade (Zemansky, 1978).
Figura 02 - Taxa de emissão de energia radiante a 6000K, com indicação do espectro
visível. Fonte: [www.hyperphysics.phy-astr.gsu/h.base/bbrc.htm#c1]
A potência total por unidade de área irradiada de um corpo negro pode ser obtida
pela integração da Fórmula da radiação de Plank para todos os comprimentos de
ondas compreendidos na emissão e é dada por:
12
/5
2
kThcedhc
AddP .......................................................................................(9)
160
Integrando a fórmula de Plank, tem-se:
0
/5
22
)1(22 kThce
dhchcAP .......................................................................... (10)
Fazendo a substituição:
kThcx .........(11) e d
kThcdx 2
....................................................(12)
Tem-se
dxe
xchkT
AP
x
0
34
23 )1(2 ........................................................................ (13)
Usando a integral :
15)1(
4
0
3
dxe
xx
....................................................................................... (14)
Na forma final, encontra-se a lei de Stefan-Boltzmann: (15)
..................... (15)
Nesta lei, o valor P/A é chamado de emitância radiante e é igual à energia radiante que
a superfície emite por unidade de tempo e de área, medida em watts por metro
quadrado. Assim, com um estudo de todos os mecanismos de transferência de calor,
pode-se fazer uma análise mais completa e detalhada sobre o projeto do forno em estudo
neste trabalho e estimar o consumo de combustível.
161
Capítulo III - Materiais e Métodos
3.1 - O Forno
O forno será desenvolvido a partir da concepção representada no desenho
esquemático, Figura 03, (a qual já é o resultado de experiências com modelos similares,
porém sem a câmara de trabalho com proteção), na qual apresenta uma câmara de
combustão, geradora de calor, independente da câmara de trabalho. Pode-se, desta
forma, proteger a atmosfera de trabalho, como por exemplo, usando gases inertes.
Figura 03 - Desenho Esquemático do Forno: 1- Estrutura Metálica; 2 - Lã
Mineral; 3– Refratário Castibar PSI ou grafita ; 4 - Tampa de Refratário
Castibar PSI ; 5 - Cadinho; 6 - Câmara de Trabalho Castibar 96; 7 - Câmara
de Combustão; 8 - Saída dos gases; 9 - Manipulador da tampa
3.1.1- Estrutura Metálica
A estrutura será construída na forma tubular de aço ABNT 1020 com diâmetro
de 700 mm, uma altura de 700mm e espessura de 1,5 mm e tendo como fundo um
disco de diâmetro igual a 705mm, conforme desenho , Figura 04.
162
Figura 04 – Estrutura Metálica
Fabricada a estrutura, será aplicada uma camada interna de aproximadamente 20
mm de espessura de lã mineral, visando a um melhor isolamento térmico, uma vez que
a condutividade térmica da lã mineral é de, k = 0,043W/m.K.
3.1.2 - A moldagem do concreto refratário
Faz-se necessário confeccionar um molde em madeira da câmara de combustão,
Figura 05, para que sejam aplicados os respectivos refratários de cada parte do forno,
em uma única operação.
Figura 05 – Desenho do molde da câmara de combustão
163
A câmara de trabalho será moldada por um modelo desmontável, conforme
Figura 06.
Figura 06 – Desenho do molde da câmara de trabalho
O alojamento da tampa e a própria tampa terão seus respectivos moldes, para
que se obtenha a máxima conformidade entre tampa e alojamento.
Todos os moldes serão, a princípio, fabricados em madeira, por facilidade de
modelagem e baixo custo.
O molde da câmara de combustão ficará mantido na massa de refratário
moldada, o qual deve ser incinerado para que se tenha a cavidade da câmara. Todos os
componentes moldados não devem ter interfaces, mas sim constituir-se em um
monólito. Este é o principal ponto a atender para se ter controle da câmara de trabalho.
3.1.3 - Os Refratários
O refratário usado no item 3, Figura 03, é o CastibarPSI , Refratário destinado a
aplicações na Indústria Química, constitui-se de: 51% Al2O3, 39% SiO2, 8% CaO, 2,5%
de Fe2O3 e outros. Sua massa específica é de 1,56.103kg/m3, a condutividade térmica de
0,45 W/m.K, e a temperatura de trabalho de é 1300oC, exigindo, desta forma, uma
camada protetora do Castibar 96 na região da câmara de combustão.
164
No item 06, Figura 03, será usado o concreto Castibar 96, o qual apresenta as
seguintes características; 96% Al2O3, 3,5% CaO, 0,3% SiO2 e outros ; massa específica
de 3,11.103kg/m3, a condutividade térmica de 30W/m.K, e temperatura de trabalho de
1750oC, Dados estes obtidos no catálogo de produtos da IBAR, Indústria Brasileira de
Artefatos Refratários. Sua função nesta aplicação é a de permitir a transferência de calor
da câmara onde ocorre a combustão para a câmara de trabalho.
O preparo e a dosagem para modelagem tem a orientação técnica da IBAR,
Indústria Brasileira de Artefatos Refratários, fornecedora da matéria prima.
Pode, ainda, ser usado a grafita com uma condutividade térmica de 180W/m.K e
uma temperatura de trabalho da ordem de 2000oC, para substituir o concreto Castibar 96
na fabricação da câmara de trabalho.
3.2 - O queimador - (Tocha de Combustão)
O sistema gerador de calor terá um queimador de GLP, conforme ilustrado
esquematicamente na Figura 07. Obtido de desenhos antigos de caldeiras desativadas,
cujas referências se perderam no tempo. Este tipo de queimador necessita de um
insuflador como elemento fornecedor de ar para combustão.
Figura 07 – Queimador: (1) corpo; (2) direcionador de combustão; (3) entrada de ar; (4)
duto condutor da mistura ar/gás; (5) vedação; (6) suporte do misturador ar/gás; (7) placa
defletora: (8) cone venturi e (9) entrada do gás
165
3.3 - O Insuflador
O insuflador de ar, representado esquematicamente na Figura 08, pode ser
desenvolvido a partir do rotor do sistema de refrigeração do Volkswagem 1300. O
acionamento é feito por um motor elétrico de 1CV a 3520 rpm, 7,0 A/220V, com
relação de transmissão de 1:1.
Figura 08 -Insuflador de ar: l - rotor; 2 - carcaça; 3 - correia; 4 - motor; 5 - suporte de
madeira, e 6 - válvula reguladora do fluxo de ar
3.4 - O combustível e o controle de combustão
O combustível usado no forno é fornecido por botijões de 13 kg com GLP ou de
45 kg com gás natural. Se usar botijões de 13kg, estes devem ser ligados em série de
cinco, permitindo, desta forma uma quantidade de combustível suficiente para utilização
do forno.
O controle de vazão e pressão do combustível será feito por um manômetro -
OXICAMP GLP - para pressão máxima de 4,9x105Pa. O controle do fluxo de ar será
controlado pela válvula, item 06, Figura 08, o que permite um controle eficaz e
suficiente para operação do forno.
Este controle pode ser otimizado por uma completa análise da combustão e um
variador de velocidade do insuflador.
166
3.5- O controle da temperatura
O controle da temperatura faz-se com uso de multímetro, com medidas em mV
(mili-Volts), através de termopares ECIL - CS11/K-S-08-620-00-0-100) do tipo
Cromel-Alumel bitola 8AWG possibilitando uma redução de custos significativa na
operação de todo o equipamento.
O termopar Cromel-Alumel apresenta a seguinte relação/temperatura ( 0,04
mV/K), (Guy, 1980; e Cottrell, 1975). Este pode ser calibradado em zinco, alumínio e
cobre fundentes.
3.6 - A Otimização do FornoO forno deve ser utilizado, como por exemplo, para fusão de ligas com memória
de forma do tipo CuZnAl, na qual se deve fazer uma comparação entre o grau de
contaminação das ligas produzidas pelo forno desenvolvido com relação a ligas de
mesmas composições químicas fabricadas em fornos elétricos a indução e com
atmosfera controlada.
Estudos anteriores mostram que o processo de fusão e o de solidificação têm
pouca influência sobre o efeito memória de forma de uma liga CuZnAl, uma vez que
tais ligas devem ser laminadas a quente, e qualquer estrutura resultante da solidificação
torna-se irrelevante para o efeito memória de forma, e que as variações dos teores de
contaminação encontradas nas ligas fabricadas por forno a gás, sem controle
atmosférico, foram muito próximos dos valores encontrados nas ligas fundidas em
fornos com atmosfera controlada. Esses resultados levam a crer que a fabricação destas
ligas pelo processo de fusão por forno a gás pode ser altamente eficiente e com custos
muito reduzidos (VIEIRA, 1995).
Deve-se utilizar o novo forno para produção de ligas memória de forma do tipo
TiNi, por fusão ou por sinterização. As ligas do tipo TiNi têm ponto de fusão máximo
de 1310 ºC. O grande desafio em produzir tais ligas é evitar a contaminação do titânio
durante o processo (FUNAKANO, 1987; e HODGSON e BIERMAN, s/d).
167
Dos elementos químicos naturais apenas 25 deles têm ponto de fusão acima de
1500o C, lembrando ainda, as ligas formadas por estes elementos químicos têm, na sua
maioria, seus pontos de fusão menores que os dos elementos que as constituem. Logo,
têm-se infindáveis possibilidades de otimização para o forno desenvolvido.
3.7 - Consumo estimado de combustível O cálculo estimado do consumo de combustível tem como objetivo obter um
custo médio operacional do forno.
Nesta primeira estimativa será tomado todo valor máximo de constantes que
levem a um valor superestimado de consumo, para que posteriores análises possam ser
feitas e que se atinja um produto final otimizado operacionalmente.
3.7.1 - Cálculo da quantidade de calor necessária para fusão de até 8kg das
a) Ligas TiNi, dados:
calor específico c = 0,323 kJ/kg [12]
calor latente de fusão L = 293,6 kJ/kg
variação de temperatura T = 1500o C
massa a ser fundida m = 8 kg
QaTiNi = m. c. T QaTiNi = 3876 kJ
Ql TiNi = Lm QlTiN i = 2349 kJ
QT TiNi = QaTiN + Ql TiNi QTtiNi = 6225 kJ
b) Ligas CuZnAl , dados:
calor específico c = 0,400 kJ/kg [11]
calor latente de fusão L = 196,8 kJ/kg
variação de temperatura T = 1500o C
massa a ser fundida m = 8 kg
QaCuZnAl = m. c. T QaCuZnAl = 4800 kJ
QlCuZnAl = Lm QlCuZnAl = 1575 kj
QTCuZnAl = QaCuZnAl + QlCuZnAl QTcuZnAl = 6375 kJ
168
3.7.2 - Cálculo da quantidade de calor necessária para o aquecimento da câmara
de trabalho:
Câmara fabricada de Castibar 96
calor específico c = 0,820 kJ/kg (Oberg, 1979)
variação de temperatura T = 1500o C
massa m = 125 kg
Qa câmara = m. c. T Qa câmara = 153750 kJ
3.7.3 - Cálculo do fluxo de calor transferido para o meio por condução:
Paredes isolantes de Castibar PSI
condutividade térmica k = 0,450 W/m.K
variação de temperatura T = 1500o C = 1500K
raio externo re = 0,350 m
raio interno ri = 0,225 m
altura L = 0,700 m
área circunferencial Ac = 1,265 m2
área transversal At = 0,770 m2
Transferência de calor através da área circunferencial (Kreit, 1977; e Holman,
1983):
ie rrkLTH
/ln2
H = 6720 W
Transferência de calor através das áreas transversais (Zemansky, 1978):
LTkAH t H = 4158 W [5]
Ht = 10878 W
169
3.7.4 - Transferência de calor por convecção:
coeficiente de convecção h = 300 W/m2K (ar superaquecido convecção
forçada) (Kreit, 1977)
área de saída dos gases A = 0,002m2
variação de temperatura T = 1500o C (valor de máxima variação de
temperatura)
H = hA T H = 900 W
3.7.5 - Cálculo da quantidade total de calor necessária para o aquecimento pleno
do forno:
Os resultados do trabalho anterior (Vieria, 1995), demonstram que um forno
com dimensões similares entra em regime de equilíbrio termodinâmico a partir de duas
horas de funcionamento (tempo = 7200s), o que permite calcular a quantidade de calor
necessária para tal.
Somando as quantidades de calores necessárias em cada um dos itens:
3.7.1 - QTcuZnAl ........................ = 6.375 kJ;
3.7.2 - Qa câmara ........................ = 153.750 kJ;
3.7.3 - Q = Ht.t ......................... = 78.322 kJ;
3.7.4 - Q = H.t ........................ = 6.480 kJ;
3.7.5 - QT .................................. = 244.927 kJ para duas horas de
funcionamento.
3.7.6 - Cálculo da quantidade de combustível e ar consumida
A quantidade de combustível consumida em duas horas será;
M = QT/ hRP
hRP = (entalpia de combustão), Tabela 2.3 – butano, por exemplo, tem
hRP = 45745kJ/kg.
QT = Quantidade total de calor necessária (kJ)
M = 244.927/45745 = 5,36 kg de gás butano.
170
Um vez atingido o regime pleno de funcionamento, pode-se estimar um
consumo médio de 3kg/h. de gás e com uma corrida de 8kg de liga fundida por hora.
Este valor foi superestimado, uma vez que o valor da variação de temperatura de
operação do forno foi a adotada de1500o C.
Pode-se estimar que o custo com energia na fusão será de R$ 0,87/kg de liga
fundida. (valor de estimativo de dezembro de 2003).
A quantidade de Ar pode ser estimada pelo balanço de massa dos reagentes e
produtos:
2C4H10 + 13 O2 +13(3,76) N2 8CO2 +10H2O + 48,88N2
116g C4H10 + 416g O2 + 1368,64g N2 352g CO2 + 180g H2O + 1368,64g N2
Da reação apresentada, tem-se que para cada 116 g de butano é necessário
1784,64 g de ar, esta é a relação teórica. Mas a combustão é eficiente se for fornecida
uma quantidade da ar da ordem de 150% do valor teórico, o butano foi utilizado nestes
cálculos estimativos por ser o tipo mais comum de gás dos botijões de 13kg.
Conclui-se que a relação AC (ar/combustível) seja:
AC = 1784,64 . 1,5 / 116 = 23,08
Logo o consumo de ar será de 69,24 kg/h.
Massa específica do ar ar = 1,166 kg/m3 à 20o C (Kreit, 1977)
Volume de ar necessário = 59,383m3/h.
171
CAPÍTULO IV - FABRICAÇÃO E CUSTOS
4.1 - O forno
Dos desenhos representados nas Figuras 03, 04, 05 e 06 do capítulo 03, fez-se o
levantamento de materiais necessários a fabricação do forno, conforme a descritos na
Tabela 4.1
Tabela 4.1 - Materiais Necessários para Fabricação do Forno
Item Quant. Descrição Material Dimensões (mm) Massa (kg)
1 1 Estrutura Aço SAE 1020 2200x700x1,5 18,00
1 Est.Fundo Aço SAE 1020 700 x1,5 4,50
2 1 Isolante - 2 Lã Mineral 3600x700x20 10,00
3 e 4 1 Isolante - 3 Ref.Castibar PSI 17 sacas de 25kg 425,00
5 5 Cadinhos Grafite 150 x 180
6 1 Isolante - 4 Ref. Castibar 96 5 sacas de 25 kg 125,00
7 2 Modelos Madeira
8 1 Saída de Gás Tubo - aço SAE 30316 60,33 x 57,03 x 455 1,25
9 1 Manipulador Tubo - aço SAE 1020 25,4 x 21.18 x 3000 3,20
Tabela 4.2 - Custos de fabricação do forno Descrição Valor (R$)
Materiais 2077,00
Usinagem 175,00
M.Obra 597,00
Total 2849,00*
Nota: * valores corrigidos em dezembro de 2003.
4.2 - O queimador ou tocha.
A Figura 07 do capítulo 03, mostra o desenho para fabricação do queimador e
na Tabela 4.2, são descritos os materiais necessários para sua fabricação:
172
Tabela 4.3 - Materiais necessários para fabricação do queimador
Item Quant. Descrição Material Dimensões (mm) Massa (kg)
1 1 Corpo Tubo - aço SAE 30316 73.03 x 68,81 x 320 1,200
2 1 Bocal Tubo - aço SAE 30316 73.03 x 68,81 x 55 0,300
3 1 Conector Tubo - aço SAE 30316 60,33 x 57,03 x 55 0,150
4 8 Duto Tubo - aço SAE 30316 13,72 x 10,42 x 125 0,490
5 2 Tampão Aço SAE 30316 69,85 x 15 0,900
6 1 Suporte Aço SAE 30316 9,52 x 145 0,200
7 1 Defletor Aço SAE 30316 69,85 x 15 0,450
8 1 Cone Aço SAE 30316 63,50 x 40 1,000
9 1 Niple Latão 12,7
Tabela 4.4 - Custos de fabricação do queimador Descrição Valor (R$)
Materiais 154,70
Usinagem 112,50
M.Obra 40,20
Total 307,40*
Nota: * valores corrigidos em dezembro de 2003.
4.3 - Insuflador
O insuflador será construído conforme Figura 08, e constitui-se basicamente de
componentes já manufaturados, portanto, a Tabela 4.3 descreve os materiais e
componentes necessários à fabricação do insuflador.
173
Tabela 4.5 - Componentes do insuflador de ar Item Quant. Descrição
1 1 Rotor eixo montado de 12,7
2 1 Carcaça
3 1 Correia
4 1 Motor elétrico 1CV - 1750rpm
5 1 Base
6 1 Válvula reguladora
Tabela 4.6 - Custos de fabricação do insuflador Descrição Valor (R$)
Materiais 506,00
Usinagem 22,50
M.Obra 95,70
Total 624,20*
Nota: * valores corrigidos em dezembro de 2003.
4.4 - Sistema de Alimentação, Controle e Segurança
Na Tabela 4.7 estão descritos os materiais e componentes do sistema de
alimentação do gás e do ar, do sistema de controle e periféricos e seus respectivos
custos.
Tabela 4.7 - Componentes dos Sistemas de Alimentação - Controle e Periféricos Descrição Quant. Custo (R$)
Botijões de Gás 13kg. 5 300,00
Manômetro OXICAMP- GLP (4,9.105 Pa) 1 262,50
Mangueira de Alta Pressão para GLP 10m 150,00
Termopar Cromel-Alumel e Pontas 2 150,00
Válvulas de Segurança – Anti-Retorno 1 125,00
Multímetro 2 75,00
Componentes de instalação 5conj. 95,00
Luvas 3 60,00
Máscara de proteção 3 240,00
M.de Obra 168,00
Total 1625,50*
Nota: * valores corrigidos em dezembro de 2003.
174
Conclui-se que o custo estimado de fabricação do forno, valores corrigidos em
dezembro de 2003, deva ser de R$ 5406,10 e que fornos similares projetados e
construídos com base neste projeto vem desenvolvendo suas funções na fusão e
solidificação nas produção de ligas efeito memória de forma, com excelente
desenpenho, e eficiência.
175
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
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1975. p.765.
FUNAKANO, H. Shape Memory Alloys, vol.I . Nova York: Gordon and Breach
Science Publisher, 1987.
GUY, A.G. Ciência dos Materiais. São Paulo: Livros Técnicos e Científicos S.A,
1980. p.224
HALLIDAY, D.; RESNICK, R.; MERRILL, J. Fundamentos da Física, vol.2. Rio de
Janeiro: Livros Técnicos e Científicos S.A, 1994.
HODGSON, D. E.; Wu, M. H. e BIERMAN, R. H. Shape Memory Applications. Inc.
Menry Techologies Harrison Alloys Inc., s/d. pg.5. Disponível em: http://www.sma-
inc.com/SMAPaper.html
Holman, J. P. Transferência de Calor. São Paulo : Editora Mc-Graw-Hill, 1983.
Kreit, F. Princípios da Transmissão de Calor. São Paulo : Editora Edgard Blücher
Ltda, 1977.
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SHACKELFORD, J. F. Introduction to Materials Science for Engineers. New
Jersey: Prentice-Hall, Inc., 1996.
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1980.
STASI, D. L. Fornos Elétricos. São Paulo: Hemus Editora Ltda, 1981.
TiNi-ALLOYS COMPANY. Introduction to Shape Memory Alloys. Disponível em:
http://www.sma-mems.com/intro.htm.
176
VAN-WYLEN, G. J.; SONNTAG, R. E. Fundamentos da Termodinâmica Clássica.
São Paulo: Edgard Blücher, 1976.
VIEIRA, C. A. A influência dos processos de fusão e de solidificação sobre o efeito
memória de forma de uma liga do tipo CuZnAl. 1995. Dissertação (Mestrado em
Engenharia Mecânica) - Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá, Guaratinguetá,
1995.
ZEMANSKY, S. Física, vol. 2, Rio de Janeiro: Livros Técnicos e Científicos S.A,
1978.
177
ANEXO B
Equipamentos e instalações utilizadas na fabricação das ligas com efeito memória de
forma do tipo Cu-Zn-Al, com segregação controlada no sentido longitudinal do lingote
por fusão seletiva.
Figura B.1 Forno 1 com sua tampa basculante aberta
Figura B.2 Forno1 em operação com forte volatização do zinco.
Figura B.3 Forno 2
178
Figura B.4 Forno 2 em operação e seus periféricos
Figura B.5 Laminador duo simples Figura B.6 Conjunto laminador /mufla
179
Figura B7 - Forno 2 em operação e com forte volatização de zinco
Figura B8 - Forno 2 em operação e sem a volatização de zinco
180
Figura B.9 - Ferramentas e acessórios
