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UNIVERSIDADE FEDERAL DE PERNAMBUCO
CURSO DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA
ESTUDO DA ESTABILIZAÇÃO NA LIGA Cu-Al-Mn COM MEMÓRIA DE FORMA
DISSERTAÇÃO SUBMETIDA À UNIVERSIDADE FEDERAL DE PERNAMBUCO PARA OBTENÇÃO DO GRAU DE MESTRE EM ENGENHARIA MECÂNICA.
ORIENTADOR: CEZAR HENRIQUE GONZALEZ
EUCLIDES APOLINÁRIO CABRAL DE PINA
RECIFE, Março de 2006.
P645e Pina, Euclides Apolinário Cabral de. Estudo da estabilização na liga Cu-Al-Mn com memória de
forma. – Recife: O Autor, 2006. vii, 60 folhas. : il. ; fig., tabs., gráfs. Dissertação (Mestrado) – Universidade Federal de Pernambuco.
CTG. Engenharia mecânica, 2006. Inclui bibliografia.
1. Engenharia mecânica – Materiais e fabricação. 2. Ligas Cu-Al-Mn – Estudo da Estabilização. 3. Ligas Cu-Al-Mn – Memória de forma. 4. Estabilização MartensíticaI. Título.
UFPE 621 CDD (22.ed.) BCTG/2006-37
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AGRADECIMENTOS
A minha família pelo apoio dado durante a realização deste trabalho apesar da distância que nos separa.
Especial ao professor Cezar Gonzalez pela orientação, pelos valiosos ensinamentos
técnicos, incentivo, amizade e por toda ajuda, na realização deste trabalho. Aos colegas de mestrado em especial, Orlando, Carlos, Paulo, Henrique Mineiro,
Anastácia, Joelma, Iza Carvalho, pela colaboração, sugestões, idéias e ajuda durante todo esse tempo de trabalho.
Aos professores Ricardo Sanguinetti, Tiago Rolim, Severino Urtiga e Armando Shinohara
pelo incentivo e apoio dado a mim durante esta tarefa e a Oscar Araújo pelo apoio e ajuda na realização deste trabalho.
Aos alunos de iniciação científica Eduardo e Cidrack sempre prestativos e participativos
nas tarefas de laboratório. Ao Gerson pela colaboração nos trabalhos práticos da oficina. Especial a Tereza pela compreensão, paciência e benevolência de me suportar durante este
tempo de trabalho. A Débora e Adriana pela ajuda, incentivo e paciência que tiveram comigo. A D. Eliane e Deise pelo tratamento recebido nos assuntos acadêmicos e também pelo
incentivo. A António Alves, Fernando Viegas, Joaquim Varela, Lurdes Pires e Nélida Rodrigues
incentivadores e colaboradores de primeira grandeza. A bibliotecária Ceça Vieira e Arlinda Leite pelo ajuda prestada na busca de livros,
periódicos e outras publicações. O autor deste trabalho agradece a CAPES pelo apoio financeiro prestado para realizar este
trabalho. Agradece também aos projetos CT - INFRA – FINEP - 2003, PADCT – CNPq – 2004 e ao
CTEnerg – CNPq – 2004.
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RESUMO
Este trabalho teve por objetivo estudar alguns tratamentos térmicos para se eliminar ou inibir o processo de estabilização da martensita que é um fenômeno indesejado nas aplicações tecnológicas das ligas com memória de forma, provocando importantes alterações nos fenômenos de memória de forma, resultando em importantes modificações nos comportamentos físicos-mecânicos do material. A estabilização da martensita pode ser eliminada ou atenuada através do emprego de tratamentos térmicos específicos ou a utilização de novos elementos de ligas. O estudo do envelhecimento envolve também os comportamentos das interfaces martensita/martensita e austenita/martensita, e da tensão crítica de indução da transformação. Foi estudada uma liga de composição nominal Cu-10%Al-8,4%Mn, que tem temperaturas críticas das transformações martensíticas em torno da temperatura ambiente, obtida a partir da fusão dos elementos químicos num forno de indução de 24 KVa. Amostras foram preparadas para estudo da microestrutura (microscopia ótica), da estrutura cristalina (difração de raios-X), para caracterização das temperaturas de transformação de fase (resistividade elétrica e ensaio de flexão). As amostras foram submetidas aos seguintes tratamentos térmicos de betatização: Têmpera em água a 25°C (BT25), Têmpera em água a 100°C (BT100) e Têmpera ao Ar (BTAr). Em seguida a liga foi caracterizada microestruturalmente apresentando a fase martensítica β’1, que após aquecimento apresenta as características da transformação martensítica inversa, com a fase austenítica ou matriz com estrutura de super-rede DO3. Na difração de raios-X foram obtidas características da fase martensítica β’1, com planos característicos da estrutura ordenada ortorrômbica 18R (β’1). Na resistividade elétrica a baixa temperatura analisou-se o comportamento das curvas de resistividade elétrica versus temperatura, para os diferentes procedimentos de tratamentos térmicos, e a partir das curvas foram determinadas às temperaturas críticas de transformação (AS, AF, MS e MF), as amplitudes térmicas (AT) e as histereses térmicas (HT). Foram realizados ensaios de flexão do tipo viga engastada para simular o efeito memória de forma com uma carga de 13 MPa aplicada à amostra através de um sistema de polia sendo realizada a ciclagem térmica. As curvas da deformação versus temperatura após carregamento da amostra na fase martensítica apresenta uma deformação, em seguida é aquecida e depois resfriada. No aquecimento há um comportamento linear da deformação em função da temperatura. No resfriamento a amostra apresenta um aumento da deformação pseudoplástica. Na resistividade elétrica a alta temperatura verificou-se as modificações nas curvas de temperaturas elevadas onde ocorrem às reações de transição ordem-desordem e de precipitação de fases. Difrações de raios-X foram realizadas a fim de se observar as modificações estruturais da fase martensítica. Os resultados foram analisados em função dos fenômenos da estabilização martensítica tais como supersaturação de lacunas de têmpera e transições ordem-desordem. Os resultados indicam alguns parâmetros que devem ser utilizados para minimizar os problemas causados pelo envelhecimento das ligas Cu-Al-Mn com memória de forma.
Palavras chaves: Efeito memória de forma, ligas Cu-Al-Mn, estabilização martensítica.
v
ABSTRACT
The aim of this work is to study some thermal treatments to eliminate or to inhibit the stabilization process of the martensite, which is an undesirable phenomenon in the technological applications of the shape memory effect, resulting in important modifications in the phenomena of shape memory, resulting in modifications important in the physical-mechanical behaviours of the material. The stabilization of the martensite can be eliminated or lessened through the employment of specific thermal treatments or the use of new element alloys (chemical). The study of the aging (stabilization process) also involves of the martensite/martensite and austenite/martensite interfaces displacement behaviour and critical stress induced transformation. There has been studied an alloy of nominal composition of Cu-10Al-8,4Mn (%wt), which has critical temperature of the martensitic transformations around the environmental temperature, has been obtained by the fusion of the chemical elements in an induction furnace of 24 KVa. Samples have been prepared to study the microstructure (optical microscopy), of the crystalline structure (X-rays diffraction), to the characterization of the temperatures of phase transformation (electric resistivity and flexions test). The samples have been submitted to the following thermal treatments of betatization: quenched in water at room temperature (Q25), quenched in water at 100°C (Q100) and quenched on air (QA). Then the alloy has been microstructurally characterized introducing the martensitic phase β’1 that after heating shows the features of the inverse martensítica transformation, with the austenite phase or matrix with super-net structure DO3. In the X-ray diffraction there has been obtained features of the martensitic phase β’1, with characteristic designs of the orthorhombic ordered structure 18R (β’1). Flexions test of the set stones beam type have been accomplished in order to simulate the shape memory effects with a load of 13 MPa applied to the sample through a system of pulley being accomplished the thermal cycling. The deformations curves versus temperature after the loading of the sample in the martensitic phase shows a deformation, and then it is heated and after cooled. In the heating there is a linear behaviour of the deformation due to temperature. In the cooling the sample shows an increase of the pseudoplastic deformation. In the electrical resistivity variation to elevated temperatures where occur the transition reactions order – disorder and of precipitation of phases. X-rays diffractions have been accomplished in the samples of each thermal treatment in the order to observe the structural modifications of the martensitic phase. The results have been analyzed according to the phenomena of martensitic stabilization such as supersaturation of the vacancies of quench, order – disorder transformations and others. The results show some parameters that should be used to minimize the problems caused by aging of alloys Cu-Al-Mn with shape memory effects.
Keywords: Shape memory alloys, Cu-Al-Mn alloys, martensitic stabilization.
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INDICE
1. INTRODUÇÃO 1 2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 2
2.1. HISTÓRICO 2 2.2. EFEITO MEMÓRIA DE FORMA 3 2.3. TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA 7
2.3.1. HISTERESE 8 2.4. CLASSIFICAÇÃO DA TRANSFORMAÇÃO MARTNSÍTICA 10
2.4.1. TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA EXPLOSIVA 10 2.4.2. TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA ATÉRMICA 10 2.4.3. TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA TERMOELÁSTICA 11
2.5. FENÔMENOS DE MEMÓRIA DE FORMA 12
2.5.1. EFEITO MEMÓRIA DE FORMA SIMPLES 12 2.5.2. EFEITO MEMÓRIA DE FORMA REVERSÍVEL 13 2.5.3. SUPERELASTICIDADE 14 2.5.4 COMPORTAMENTO TIPO BORRACHA 14
2.6. TIPOS DE LIGAS 15 2.7. AS LIGAS A BASE DE COBRE 16 2.8. ESTABILIZAÇÃO DA MARTENSITA 19 2.9. SISTEMA TERNÁRIO Cu-Al-Mn 20 2.10. FASE TRANSIÇÃO ORDEM – DESORDEM NA LIGA TERNÁRIA Cu3-XMn2Al 20 2.11 TIPOS DE MARTENSITA 22
3. PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS 24
3.1. ELABORAÇÃO DA LIGA 24
vii
3.2. TRATAMENTOS TÉRMICOS 24 3.3. MICROSCOPIA 25 3.4. DIFRAÇÃO DE RAIOS-X 25 3.5. DISPOSITIVO PARA MEDIÇÃO DA VARIAÇÃO DE RESISTIVIDADE EM FUNÇÃO DA TEMPERATURA 26
3.5.1. RESISTIVIDADE ELÉTRICA A BAIXA TEMPERATURA 27 3.5.2. RESISTIVIDADE ELÉTRICA A ALTA TEMPERATURA 28
3.6. MÁQUINA DE FLEXÃO 29
4. RESULTADOS E DISCUSSÕES 32
4.1. CARACTERIZAÇÃO DA LIGA 32 4.2. COMPORTAMENTOS DAS TEMPERATURAS CRÍTICAS COM OS TRATAMENTOS TÉRMICOS 34 4.3. ENSAIO DE FLEXÃO 38 4.4. RESISTIVIDADE ELÉTRICA A ALTATEMPERATURA 45 4.5. DIFRAÇÃO DE RAIOS-X 47
5. CONCLUSÕES 53 6. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS 54 7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS 55 8. ANEXOS 61
1
1. INTRODUÇÃO
As Ligas com Efeito Memória de Forma (LMF) são materiais funcionais não-
convencionais que apresentam uma larga faixa de aplicações potenciais baseadas em suas
propriedades termoelásticas. Estas propriedades são classificadas como: efeito memória de forma
simples (EMFS), efeito memória de forma reversível (EMFR), Pseudoelasticidade que engloba a
superelasticidade e o comportamento tipo borracha; e elevada capacidade de amortecimento
(Mellor et al, 1990). Estas propriedades são originadas da transformação martensítica
termoelástica que é caracterizada por uma transformação sem difusão (primeira ordem), com
deformação homogênea da rede cristalina, constituída principalmente por uma tensão de
cisalhamento (Cohen et al,1979).
Aplicações tecnológicas das LMF enfrentam dificuldades das quais podemos citar a
estabilização martensítica e a modelação matemática. Neste trabalho será focalizada a
estabilização martensítica que está relacionada ao envelhecimento após manutenção prolongada
abaixo da temperatura de transformação martensítica (MS), quando esta temperatura se situa
acima da temperatura ambiente. O processo de estabilização martensítica está ligado a vários
aspectos, tais como: tratamentos térmicos, composição das ligas, tempo de envelhecimento e
outras. O efeito da estabilização martensítica degrada as propriedades de memória de forma
(perda de memória/amnésia) e se manifesta de diversas maneiras:
• Deslocamentos das temperaturas da transformação inversa (As e AF), com aumento da
amplitude térmica;
• Diminuição da fração de martensita transformada, que pode chegar até mesmo à
supressão da transformação;
• Alterações e irregularidades durante a transformação medidas, por exemplo, através de:
calorimetria, resistividade, emissão acústica e outros;
• Diminuição do coeficiente de amortecimento e acréscimo do módulo em relação a
martensita não estabilizada.
Os principais mecanismos da estabilização são: bloqueios das interfaces pela lacuna
provenientes do tratamento térmico, modificação da estrutura martensítica e retenção do grau de
ordem da austenita depois do tratamento térmico.
2
Neste trabalho o objetivo é estudar a estabilização da martensita numa liga de Cu-Al-Mn,
com temperatura de transformação acima da temperatura ambiente através de três tipos de
tratamentos térmicos, que são: Têmpera a 25°C, Têmpera a 100°C e Têmpera ao Ar.
2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1. HISTÓRICO
No século XIX pesquisadores começaram a identificar microestruras e suas influencias no
comportamento mecânico das ligas ferrosas, empregando um microscópio ótico na superfície do
aço. Em 1895 Osmond sugeriu homenagear os pioneiros da arte metalográfica atribuindo as
seguintes nomenclaturas às novas microestruturas descobertas: troostista (Troost), sorbita
(Sorbis) e martensita (Martens), (Gonzalez, 1993).
Na década de 30 Kurdjumov utilizou o termo “martensita” para descrever estruturas
aciculares formadas em ligas de cobre resfriadas rapidamente. Atualmente, esta terminologia é
atribuída a qualquer liga que apresente transformação de fase com características das reações
martensíticas idênticas as que ocorrem nos aços.
As ligas com memória da forma são materiais metálicos que exibem propriedades
termoelástica muito originais: Efeito da Memória da Forma e Pseudoelasticidade
(superelasticidade e comportamento tipo borracha) . Arne Ölander, um metalurgista austríaco,
observou primeiramente estas propriedades incomuns em 1932, numa liga Au-Cd (Wayman and
Harrison, 1989). Dentre as ligas pesquisadas, as mais eficazes e extensamente usadas incluem o
Ti-Ni, Cu-Zn-Al e Cu-Al-Ni. Os primeiros estudos sobre o fenômeno do Efeito de Memória de
Forma (EMF) surgiram na década de 50 com as ligas Au-Cd e In-Tl. O emprego das ligas
susceptíveis ao Efeito Memória de Forma cresceu consideravelmente desde a sua primeira
utilização como conectores nas tubulações do submarino nuclear americano Nautillus como
substituto da solda nos tubos submetidos à alta pressão que haviam se rompido na zona afetada
pela solda quando este se encontrava sob a calota polar em 1957. A partir deste ano o U.S. Naval
Ordenance Laboratory (NOL) encomendou uma pesquisa a Buehler e colaboradores, os quais
desenvolveram a mais famosa das ligas com efeito memória de forma, o Nitinol (Ni + Ti + Nol),
com aproximadamente 50% de cada elemento (Wayman and Harrison, 1989), (Quadros e
Gonzalez, 1992).
Na década de 60 aconteceu um grande avanço com o surgimento da liga Ti-Ni e as ligas a
base de Cu. As ligas a base de Ferro com EMF foram descobertas apenas na década de 70. No
3
Brasil há que ressaltar os esforços realizados desde a década de 70, na Universidade Federal de
Minas Gerais, liderado pelo Prof. Dr. Evandro Mirra de Paula e Silva e posteriormente pela Profª.
Margareth Spangler Andrade e colaboradores tendo realizado Dissertações de Mestrado,
relatórios de pesquisas para a Fundação Centro Tecnológico de Minas Gerais e publicados vários
artigos (Quadros e Gonzalez, 1992).
Na UFPE foi deu-se início aos estudos das ligas com memória de forma nos finais da
década de 80 através do Prof. Dr. Ney Quadros. A área de Materiais do Departamento de
Engenharia Mecânica (DEMEC) realizou um intenso trabalho a partir de um projeto com a
FINEP (1987) que permitiu a montagem dos laboratórios básicos para a obtenção dessas ligas à
base de cobre e desde então foram estudadas as ligas CuZn, CuSn, CuZnAl e CuZnSn.(Quadros,
1997).
2.2. EFEITO MEMÓRIA DE FORMA (EMF)
Ligas com efeito memória de forma apresenta a capacidade de recuperar a sua forma
original após serem deformadas plasticamente abaixo da temperatura MF, (temperatura do final
da transformação martensítica), através de um aquecimento acima da temperatura AF
(temperatura do final da transformação austenítica). No efeito memória de forma a recuperação
de forma consiste na reversão da martensita induzida termicamente por resfriamento ou
mecanicamente. Os principais fatores que influenciam na recuperação de forma são: composição
química, estrutura inicial, treinamento, tamanho de grão e outros. Estas ligas apresentam
aplicações em muitos campos, tais como nas indústrias: aeroespacial, petrolífera e aplicações
biomédicas.
Nas ligas com efeito memória de forma a recuperação da geometria original do corpo ou o
desenvolvimento de consideráveis forças de restituição, após a imposição de um campo de
temperatura e/ou de tensões, é devida às transformações de fase induzidas no material.
Basicamente, as LMF apresentam duas fases cristalográficas distintas: austenita e martensita. O
modelo para abordar o EMF pode ser na escala microscópica e macroscópica.
4
A primeira, que leva em consideração os aspectos da variação da estrutura cristalina da liga,
é mostrada na figura 2.1.
Figura 2.1 – Transformação de fase das ligas com memória de forma (www.
memry.com/nitinolfaq).
Inicialmente, a liga é resfriada da fase austenítica (A) para a fase martensítica (M), depois a
estrutura é deformada pseudoplasticamente (P). Em seguida, ela é aquecida para restituir sua
estrutura inicial e sem deformação (recuperação da forma).
Estudos experimentais revelam a ocorrência de uma deformação macroscópica quando um
único cristal austenítico de estrutura ordenada cúbica de corpo centrado dá origem a um cristal
martensítico cúbico de face centrada ou ortorrômbica. Este cristal martensítico possui a forma de
placa e, durante sua nucleação, é identificada uma interface ou plano de contato entre as duas
fases (austenita e martensita), conhecido como plano de hábito. No caso da formação de diversos
cristais simultaneamente aparecem problemas de acomodação entre os novos cristais
martensíticos e os cristais austeníticos pré-existentes. Se não houver direção preferencial para os
novos cristais, estes aproveitam à existência de diferentes planos de hábito possíveis, para formar
diversas variantes (cristais ou plaquetas com orientações cristalográficas diferentes). Existe a
possibilidade da formação de vinte e quatro variantes de martensita. Caso haja uma direção
preferencial, em geral quando a transformação é induzida por um estado de tensões, todos os
cristais obedecem a este plano de hábito favorável, constituindo assim, o processo de reorientação
das variantes da martensita. Um plano de hábito e uma direção de orientação da deformação
constituem uma variante, como ilustrado na figura 2.2. Estas vinte e quatro variantes ou
MEMÓRIA DE FORMA
Deformação
Tem
pera
tura
A
MP
Deformação
MEMÓRIA DE FORMA
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orientações cristalográficas são arranjadas em seis planos contendo quatro variantes cada. A
aplicação de um carregamento dá início a um processo de conversão (detwinning) de três das
quatro variantes de martensita obtidas inicialmente em uma única que obedece à direção
preferencial dada pelo alinhamento dos planos preferenciais com a direção principal do
carregamento (Funabuko, 1987).
Figura 2.2 - Desenvolvimento das 24 possibilidades de transformação da estrutura austenítica em
martensítica (Funabuko, 1987).
A segunda abordagem é a macroscópica, onde se apresenta uma preocupação com os
aspectos fenomenológicos associadas ao comportamento termomecânico das LMF, como ilustra
a figura 2.3..
Figura 2.3 - Abordagem macroscópica do efeito memória de forma (www.
memry.com/nitinol). Nesta situação, o efeito ocorre quando o material em seu estado martensítico (baixa temperatura)
(A) é deformado pseudoplasticamente através da aplicação de uma carga (B), quando do
descarregamento desta tensão o material permanece deformado devido à acomodação das placas
Memória de Forma
A
B
C
D
E
A
B
C
D
E
Memória de Forma
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de martensita nas direções preferenciais (C), até ser submetido ao aquecimento a temperaturas
superior a AF (D), revertendo o material a sua forma inicial sem deformação (E).
As ligas com memória de forma apresentam dois fenômenos fundamentais: efeito memória
de forma e a pseudoelasticidade. O efeito de memória de forma pode ser dividido em duas
modalidades: efeito de memória de forma simples, (one-way shape memory effect – OWSME ou
EMFS) e efeito memória de forma reversível (two-way shape memory effect – TWSME ou
EMFR). Este último tem sido largamente estudado nos últimos anos devido a sua grande
possibilidade de aplicações tecnológicas. A pseudoelasticidade é composta pelos fenômenos da
superelasticidade e pela elasticidade enantiomorfa ou comportamento tipo borracha.
Apesar de ser rígida, a fase austenítica pode ser mecanicamente transformada na fase
martensítica e tornar-se elástica, pela aplicação de uma tensão mecânica. Esta propriedade é a
superelasticidade, entretanto para que a superelasticidade ocorra é necessário que a amostra esteja
na fase austenítica, isto é, acima da temperatura final de transformação austenítica, AF (T>AF).
A figura (2.4) ilustra a superelasticidade da liga com memória de forma. O carregamento é
absorvido pela martensita, que é a forma mais macia. No entanto, se o carregamento for
diminuído a martensita começa a transformar-se em austenita desde que a temperatura do fio se
mantenha ainda acima de AF. Este fenômeno é explicado pelo fato da tensão externa promover a
formação de variantes resultando da transformação martensítica termoelástica induzida por
tensão (MIT).
Figura 2.4 – Variação das temperaturas de transformação com o carregamento.
Esta propriedade se origina do fato que para temperatura acima da AF a fase a matriz é a
fase estável. Quando aplicada uma carga o equilíbrio entre as fases diminuem fazendo com que o
T1 Temperatura
L Carga
T1 Temperatura
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MS aumente (Suzuki, 89) e (Gonzalez, 2002). Na figura 2.4, podemos verificar que as
temperaturas críticas variam linearmente com a carga. Assim para uma temperatura T1, a
martensita será induzida para uma carga L1.
A liga manterá a propriedade elástica apenas enquanto estiver sobre tensão nas condições
citadas, entretanto após a remoção da tensão a fase martensítica se transformará novamente em
fase austenítica e a liga retornará a condição não deformada. No descarregamento a
transformação reversa é processada, restaurando a estrutura cristalina da fase matriz em sua
configuração original.
O efeito tipo borracha acontece quando a liga é envelhecida na fase martensítica e depois é
deformada isotermicamente. Após a retirada da tensão externa a amostra retorna a sua forma
original podendo reter uma deformação residual que será recuperada se a amostra for aquecida
para temperatura acima de AF. O envelhecimento se dá quando se mantém uma amostra numa
temperatura apropriada durante um grande intervalo de tempo. A fase característica nesse caso
apresenta baixo modulo de elasticidade e o material metálico parece uma borracha. As principais
aplicações é a de amortecimento de vibrações.
2.3. TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA
A transformação martensítica é um dos tipos de transformação, que podem ocorrer nos
materiais metálicos. O nome martensita foi dado à microestrutura resultante da transformação
durante o resfriamento rápido da austenita das ligas ferro-carbono (em homenagem ao
metalurgista alemão Adolf Martens). Por extensão, o termo transformação martensítica está
generalizado a uma grande quantidade de sistemas de ligas cuja transformação possui certas
características típicas da transformação martensítica dos aços (Pety, 1970), (Nishiyama, 1978) e
(Funabuko, 1987).
A transformação martensítica pode ser definida como uma transformação de fase no estado sólido
sem difusão, resultante de um movimento coordenado e/ou cooperativo entre os átomos da fase
matriz mantendo uma correspondência entre os reticulados da fase matriz e da fase resultante. A
transformação martensítica modifica as características físicas dos materiais. As principais
características da fase martensítica são:
• Pode ser tanto uma solução substitucional como intersticial;
8
• A composição química da fase é a mesma da fase matriz austenítica (sem difusão);
• A transformação é acompanhada por uma pequena variação dimensional que pode ser
observada nas superfícies polidas, (efeito do relevo de superfície).
• Todo cristal de martensita possui um plano de hábito especifico (interface), porque a
interceptação de plaquetas da martensita com a superfície livre, provocada por tensões de
cisalhamento que ocorrem na interface entre a fase matriz e a fase produto caracteriza
uma mudança de forma;
• Existe uma relação de orientação cristalográfica particular entre a fase austenítica e a
martensítica (movimento cooperativo de átomos), (Funabuklo, 1987) e (Mota, 2002).
2.3.1 HISTERESE
Os metais e ligas que estão sujeitos às reações da transformação martensítica apresentam
uma histerese de temperatura de transformação que podem ser determinados por medidas de
resistividade elétrica, dilatometria, ultra-som, calorimetria e etc. A figura (3.1) representa uma
curva típica de resistividade elétrica versus temperatura onde são representados os parâmetros
característicos da transformação martensítica termoelástica. O método das tangentes é utilizado
para determinar as temperaturas de transformação de fase através dos pontos de inflexão da
curva. No resfriamento, as temperaturas MS e MF correspondem ao início e ao final da
transformação martensítica, respectivamente. Durante o aquecimento, ocorre à transformação
inversa, onde AS e AF são as temperaturas do início e do final da transformação austenítica,
respectivamente. As temperaturas A50 e M50 correspondem às temperaturas para 50% da fração
transformada da fase austenítica e 50% da fase martensítica, respectivamente. A histerese térmica
é a diferença entre as temperaturas A50 e M50. A amplitude térmica correspondente ao intervalo
de temperatura para o qual a transformação é completada. A amplitude térmica da transformação
direta (Austenita→Martensita) é indicada por eC e corresponde a diferença de temperatura entre
MF – MS, e no caso da transformação inversa é dada por AF – AS é indicada por eH (Gonzalez,
2002).
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Figura 2.5 - Representação dos parâmetros característicos da evolução da transformação
martensítica (Norma francesa,1991).
Os índices da figura 6 representam respectivamente:
α - fração da martensita transformada;
MS - temperatura do início da transformação martensítica;
MF - temperatura do fim da transformação martensítica;
M50 - temperatura a 50% da fração de martensita transformada;
AS - temperaturas do início da transformação austenítica;
AF - temperatura do fim da transformação austenítica;
A50 - temperatura a 50% da transformação austenítica;
HT - Histerese térmica de transformação (HT = A50 – M50);
eC – amplitude térmica de resfriamento (eC = MF - MS);
eH – amplitude térmica de aquecimento (eH = AF - AS) .
2.4. CARACTERISTICAS DE TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA
2.4.1. Transformação Martensítica Burst (Explosiva)
Verifica-se uma particularidade nas curvas de resfriamento em função da fração
volumétrica de martensita formada, para ligas Fe-Ni e Fe-Ni-C com MS<0 °C. A transformação
para estes aços inicia-se abruptamente, e uma quantidade considerável de martensita é formada
AF
0
100
α (%
)
T MSMF AS
HT50 A50M50
eC eH
10
em um único evento. A este tipo de transformação martensítica dá-se o nome de transformação
martensítica explosiva, e a temperatura na qual a martensita se forma rapidamente, é denominada
Me. A figura 2.6 mostra as placas de martensita num formato em Zig-Zag, indicando um
movimento cooperativo. O campo de tensões em torno do pico das placas de martensita produz
grande concentração de tensões, sendo esta a principal causa da forma extrema de autocatálise,
ou seja, novas placas de martensita serão nucleadas a partir das placas existentes.
Figura 2. 6 − Morfologia das plaquetas de martensita de uma liga Fe−Ni−C (Petty, 1970).
2.4.2. Transformação Martensítica Atérmica
Durante o resfriamento, se a amostra for mantida em uma isoterma com temperatura abaixo
do MS e acima de MF, a reação cessará no momento em que toda a amostra estiver na presente
temperatura. Não haverá crescimento da fase até que a temperatura novamente volte a diminuir.
Logo, o processo de nucleação do cristal é ausente de ativação térmica e esta transformação será
denominada de transformação martensítica atérmica.
2.4.3. Transformação Martensítica Termoelástica
Neste tipo de transformação martensítica, o crescimento dos cristais de martensita é
governado pelo equilíbrio de energia livre entre as duas fases (matriz e martensita). A energia
livre é composta da energia química motriz (por exemplo: resfriamento) e das forças resistivas
(não - químicas) (Van Humbeeck, 1994). Esta ultima é resultado principalmente da resistência ao
deslocamento da interface austenita/martensita, como por exemplo, inclusões e bolhas,
supersaturação da concentração de lacunas de têmpera, discordâncias e outros. Estas
11
transformações são caracterizadas por uma pequena histerese, mas podem apresentar
configurações diferentes. Existem dois tipos de transformação termoelástica: I (fraca exposição
AS>MS figura 2.8 b) e II (forte exposição AS<MS, figura 2.8 c) (Gonzalez, 2002).
Na transformação martensítica termoelástica, os cristais de martensita uma vez nucleados,
crescem com a velocidade proporcional à taxa de resfriamento. Da mesma forma, se o calor for
fornecido aos cristais eles decrescem (encolhem). Neste tipo de transformação, a energia livre
total associada à transformação é inferior à energia livre necessária para a nucleação da
martensita nos aços. A figura 2.7 traz uma comparação entre o ciclo de histerese associado à liga
Fe−30Ni e uma liga termoelástica do tipo Au-Cd.
Figura 2.7 − Comparação entre as histereses de transformação para as ligas Fe−Ni e Au−Cd (Funabuko, 1987).
Figura 2.8 - Classificação das transformações martensíticas: a) Transformação por burst, b) Transformação termoelástica do tipo I e c) Transformação termoelástica do tipo II (Gonzalez, 2002).
12
As transformações martensíticas termoelásticas são cristalograficamente reversíveis, ao contrário
das transformações verificadas nos aços comerciais, no qual um reaquecimento a temperatura
logo acima de Mi não reverte na formação de austenita e sim, na formação de uma microestrutura
que, basicamente, se divide em ferrita e cementita. (Mota, 2002).
2.5. TIPOS DE EFEITO MEMÓRIA DE FORMA
2.5.1 EFEITO MEMÓRIA DE FORMA SIMPLES
Neste ponto, considere uma amostra de LMF com uma estrutura martensítica, obtida a
partir do resfriamento de uma amostra a uma temperatura inferior ao MF. A Figura 2.9 mostra a
curva tensão-deformação para esta amostra submetida a um carregamento termomecânico.
Durante a aplicação de um carregamento, tem-se uma resposta elástica até que uma tensão crítica
seja alcançada (ponto A), dando início ao processo de reorientação da martensita resultando em
uma única variante.
Figura 2.9 – Curva σ x ε representativa do efeito memória de forma (Paiva, Savi e Pacheco, 2003).
Durante este processo de reorientação, a tensão não se desenvolve muito em comparação
com a deformação alcançada (trecho AB). A partir do ponto B, a liga volta a apresentar
comportamentos elásticos, que corresponde à deformação elástica da monovariante de martensita
formada. No descarregamento da amostra, não há uma nova reconfiguração do monocristal da
martensita em diversas variantes, pois esta única variante resultante é termodinamicamente
13
estável, havendo apenas uma recuperação elástica (trecho BC). A deformação residual resultante
(εr) pode, então, ser recuperada através do aquecimento da amostra acima de AF. Assim, o
material retorna à fase austenítica, assumindo a configuração geométrica original, configurando o
efeito de memória de forma.
2.5.2 EFEITO MEMÓRIA DE FORMA REVERSÍVEL
Algumas LMF quando submetidas a tratamentos termomecânicos passam a mudar sua
forma apenas pela variação térmica, sem interferência de tensões externas. Este procedimento é
conhecido como efeito memória de forma reversível.
O efeito de memória de forma reversível é obtido após submeter a liga a um processo de
“treinamento” ou educação que permite associar uma forma a cada fase, em função de um
determinado tratamento termomecânico (Perkins e Hodgson, 1990). O processo de ciclagem do
EMF é baseado no processo de plastificação da martensita após o processo de reorientação e
consiste na aplicação de um carregamento até que o limite de escoamento da fase produto seja
superado para temperatura constante e T<MF. Neste processo, as discordâncias são reorganizadas
de tal forma que formam um campo de tensões internas que induzem a formação de martensitas
com orientação cristalográfica específicas. Desta forma, as martensitas que são induzidas são as
mesmas e o material é educado para cada fase (austenita e martensita).
2.5.3 SUPERELASTICIDADE
Considere uma amostra com temperatura superior a AF. Nesta situação, a fase austenítica é
estável. A figura 2.10 mostra a curva tensão-deformação durante a aplicação de um
carregamento, o material se comporta elasticamente até que uma tensão crítica seja alcançada
(ponto A), quando inicia a transformação de fase Austenita → Martensita (trecho AB) induzindo
a formação de uma variante de martensita preferencial (+M). Esta variante cresce e coalesce no
ponto B. No descarregamento, o material experimenta uma transformação inversa +M ->A
(trecho CD), já que para temperatura acima de AF a austenita é a fase estável na ausência de
tensão externa.
É importante destacar, o aparecimento de um laço de histerese de tensão na região
compreendida entre os pontos A, B, C e D (Duerig e Zadno, 1990), (Paiva, 2004).
14
Figura 2.10 – Curva σ x ε representativa da superelasticidade (Paiva, Savi e Pacheco, 2003).
2.5.4 COMPORTAMENTO TIPO BORRACHA
As ligas com memória de forma apresentam um coeficiente muito forte de amortecimento
de vibrações durante a transformação como na direção da fase martensítica. Estas características
são freqüentemente estudadas para as medidas de atrito interno. No caso das ligas memória de
forma estas características pode levar a valor muito diferente. O amortecimento das ligas é devido
ao movimento reversível das interfaces martensita - martensita e ao movimento das interfaces
martensita - austenita (Van Humbeeck et al,1995). O movimento das interfaces sob carregamento
cíclico provoca suas interações com as deslocações e outros defeitos assim como lacunas (Morin,
1985); (Baron, 1998). O atrito interno resultante é a origem de um forte amortecimento que
depende da temperatura, da freqüência de vibração e da tensão.
2.7. TIPOS DE LIGAS
As ligas memória de forma são classificadas em famílias em função da composição
química: base de cobre, base de ferro, Au-Cd, Ag-Cd e Ti-Ni. As ligas a base de Ti-Ni
apresentam um grande potencial de aplicação em função de suas propriedades mecânicas, boa
estabilidade de suas propriedades de memória de forma, e também devido a sua bio-
compatibilidade. A figura 2.9 mostra algumas aplicações das ligas TiNi na medicina, como os
dispositivos auto-expansivos, também conhecidos como Stent (figura 2.9 a), aplicados em
15
tratamentos cardiovasculares. Estes dispositivos são utilizados para sustentar o diâmetro interno
de vasos tubulares como vasos sanguíneos (Duerig et al 1999), esôfago e duto biliar (Devicelink,
2001). Filtro Simon (figura 2.9 b), primeiro dispositivo com memória de forma utilizada em
tratamento cardiovascular (Ryhänen, 1999), que tem como função filtrar os coágulos que
percorrem a corrente sanguínea. Os aparelhos ortodônticos com memória de forma (figura 2.9 c)
que exploram a pseudoelasticidade podendo fornecer uma força de restituição uniforme e
praticamente constante. As ligas memória de forma apresentam, durante os trechos de
transformação de fase, elevados índices de deformação para uma pequena variação de tensão.
Assim, o uso das ligas memória de forma em aparelhos ortodônticos elimina a necessidade de
repetidos apertos, acelerando o processo corretivo. Esses aparelhos, aparelhos proporcionam um
maior conforto aos pacientes durante a instalação e também ao processo corretivo (Mantovani,
2000). As ligas a base de cobre apresentam as boas performances em termos de propriedades
termoelásticas, possibilidade de ser utilizada num grande intervalo de temperatura e podem ser
utilizados em diversas aplicações tecnológicas. A principal vantagem das ligas à base de cobre é
econômica (Paiva, 2004).
Figura 2.11 – Dispositivos biomédicos: (a) Stent; (b) Filtro de Simon; (c) Arcos ortodônticos (Paiva, Savi e Pacheco, 2003).
Os materiais destas ligas, os processos de elaboração dos policristais e dos monocristais
têm menor custo em relação às ligas à base Ti-Ni. A relação custo/benefício confere a liga à base
de cobre maior competitividade para serem aplicadas industrialmente. Atualmente estas ligas são
objetos de inúmeros trabalhos nas áreas: aeroespacial, elétrico, mecânico, micro-eletrônica,
robótica e automação. A figura 2.10 apresenta uma mão robótica, onde a articulação
(movimentos) da mão é realizada através de fios com memória de forma que são aquecidos para
passagem de uma corrente elétrica (Efeito Joule).
16
Figura 2.12 - Mão robótica articulada com fios com MF.
2.7. AS LIGAS A BASE DE COBRE
A tabela 1 apresenta a classificação das famílias das ligas à base de cobre em relação aos
sistemas binários. Na figura 2.13 estão representados os diagramas de equilíbrio binários destes 3
sistemas para um determinado domínio de composição. Estes sistemas apresentam uma fase β à
alta temperatura, cuja concentração de elétrons por átomo é de aproximadamente de 1,5. Uma
têmpera a partir desta fase permite obter a fase β metaestável a baixa temperatura. Um
subseqüente resfriamento resulta na transformação de fase martensítica. A temperatura de
transformação MS e o tipo de martensita dependem da composição química das ligas, como
mostra a figura 2.14 para as ligas do sistema Cu-Al. A temperatura de transformação martensítica
pode ser modificada com a adição de um terceiro elemento químico. Para o sistema Cu-Zn, esta
adição tem por objetivo aumentar a temperatura de transformação, como por exemplo, com a
adição de alumínio. No sistema Cu-Al as temperaturas de transformação são altas e podem ser
diminuídas com a adição de manganês.
Fios com memória de forma
17
Tabela 1 - Classificação das famílias das ligas a base de cobre
Figura 2.13 a) Diagrama binário das fases de equilíbrio do sistema Cu-Zn (Gonzalez, 2002).
Sistemas de ligas memória de forma a base de cobre
Cu-Zn Cu-Al Cu-Sn
Cu-Zn-x
x = Al, Sn, Si, Mn, Ga
Cu-Al-x
x = Ni, Mn, Be
18
Figura 2.13 b) Diagrama binário das fases de equilíbrio do sistema Cu-Al (Gonzalez, 2002).
Figura 2.13 c) Diagrama binário das fases de equilíbrio do sistema Cu-Sn (Gonzalez, 2002).
19
Figura 2.14 – Diagrama metaestável superposto ao diagrama do sistema Cu-Al (Gonzalez, 2002).
2.8. ESTABILIZAÇÃO DA MARTENSITA
A estabilização martensítica constitui uma das principais barreiras para as aplicações das
ligas com memória de forma. O termo “estabilização” da martensita define todos os fenômenos
que conduzem as irregularidades durante a transformação martensítica. Esta estabilização
degrada as propriedades de memória de forma (perda de memória ou amnésia), e se manifesta das
seguintes maneiras:
• Aumento das temperaturas critica da transformação inversa (AS e AF), com o crescimento
da amplitude (eC);
• Diminuição da fração de martensítica transformada, que pode ir até o caso onde a
transformação é praticamente retraída;
• Diminuição do coeficiente de amortecimento e acréscimo do módulo em relação a
martensita não estabilizada.
20
Diversos estudos experimentais da estabilização da martensita, por diferentes métodos, tais
como: medição da resistividade elétrica, emissão acústica, atrito interno, microscopia eletrônica,
difração de raios-X, nos permitem uma melhor compreensão da influência do tratamento térmico
sobre o fenômeno da estabilização e os processos físicos responsáveis por este efeito. A
estabilização da martensita é um fenômeno muito estudado nas ligas a base de cobre, do tipo Cu-
Zn-Al e Cu-Al-Mn. A origem desse fenômeno da estabilização pode ser a transição ordem -
desordem, bloqueio da interface, distorção ortorrômbica.
2.9. SISTEMA TERNÁRIO Cu-Al-Mn
Os principais elementos que podem ser adicionados ao sistema Cu-Al são: berílio, níquel e
manganês. As influências destes elementos químicos sobre a estrutura cristalográfica e sobre as
propriedades mecânicas são importantes.
A adição do manganês nas ligas Cu-Al aumenta o domínio da fase β estável á alta
temperatura. Durante um resfriamento lento da fase β (CCC), as ligas ternárias rica em cobre
formam os precipitados β-Mn, α, γ e Cu3 Mn2 Al dependendo da composição química das ligas.
2.10. FASE DE TRANSIÇÃO ORDEM-DESORDEM NA LIGA TERNÁRIA Cu3-XMn2Al
As ligas ternárias possuem normalmente uma estrutura de super-rede do tipo DO3 ou L21.
A diferença entre a estrutura DO3 e L21 está essencialmente na natureza dos átomos presentes
(Gonzalez, 2002). Quando os átomos podem ser distinguidos, a estrutura mais representativa é a
de Heusler (L21). Esta configuração é admissível, por exemplo, nas ligas: Cu-Zn-Al, Cu-Zn-Au,
Cu-Al-Mn e Cu-Al-Ni. A seqüência de transição ordem–desordem durante a têmpera das ligas de
cobre é a fase β com estrutura A2 (desordenada a alta temperatura CCC) → B2 (CuAl) →DO3
(Cu3Al) ou L21 (Cu2AlMn) como mostra a figura 2.15.
Pesquisas realizadas por vários autores na liga ternária Cu3-xMn2Al indicam que a adição de
Mn no sistema binário Cu-Al (CCC), aumenta o limite de composição da região em que a fase β
a alta temperatura está em equilíbrio termodinâmico (Soltys, 1981). A transição A2→B2 ocorre
sempre, ela é inevitável. Seguindo o resfriamento, a liga se ordena com fase DO3 ou L21. Em
temperaturas ainda mais baixas, (aproximadamente 350°C), a liga se decompõe no interior dos
21
campos de miscibilidade em uma fase rica em Cu2MnAl (L21) e uma outra fase rica em Cu3Al
(DO3) (Bouchard and Thomas, 1975).
Esta separação de fases ocorre devido ao reordenamento dos átomos de Cu e Mn na estrutura da
rede. As figuras 2.15 e 2.16 mostram os resultados para as transições ordem–desordem para estas
ligas (Kainuma et al., 1998).
Figura 2.15 – Representação atômica das estruturas (Kainuma, 1998).
Figura 2.16 - Diagrama de fase das ligas Cu3-xMnxAl indicando a seqüência de colocação de
ordem (Bouchard and Thomas, 1975).
22
Tratamentos termomecânicos, efeitos do envelhecimento e outros podem provocar
modificações nestas transições acarretando em conseqüências sobre a transformação, uma vez
que a martensita herda a ordem da fase austenítica (sem difusão e correspondência das redes
cristalinas, austenita ← → martensita).
2.1. TIPOS DE MARTENSITA
A fase martensítica das ligas a base de cobre pode se apresentar sob formas estruturais
variados conforme a composição química e o estado herdado da fase austenítica. Todas as
estruturas das martensitas das ligas a base de cobre e Ti-Ni podem ser representados por um
empilhamento de planos compactos do tipo cúbico de face centrada (cfc). O tipo de
empilhamento da martensita depende da concentração eletrônica por átomo (e/a), e o numero de
planos densos da malha depende da ordem herdada da fase austenítica.
Os diferentes tipos de martensitas são classificados em: α’, β’, e γ’. As representações
estruturais dos tipos de martensitas são representadas na figura 2.17, e suas principais
características são apresentadas na tabela 2. A nomenclatura de Ramsdell classifica as martensitas
em função da estrutura e da periodicidade dos planos compactos (exemplo: 3R, 9R). Quando a
martensita é transformada a partir da fase β ordenada DO3 ou L21, as periodicidades das falhas de
empilhmentos das diferentes martensitas são duplas (exemplo: 6R, 18R). As martensitas α’e γ’
apresentam uma estrutura maclada internamente. As estruturas β’ podem também apresentar uma
distorção ortorrômbica de qualquer grau (monoclínico), portanto eles são identificados por M9R
ou M18R.
Tabela 2 - Característica das martensitas das ligas à base cobre.
Estrutura Nomenclatura Tipo de Martensita
Composição (e/a)
Empilhamento
Fase Mãe Conv. Ramsdell
CFC B2 α’2 3R DO3 α’1 6R α’ < 1,42 ABC L21 α’3 6R
Ortorrômbica B2 β’2 9R DO3 β’1 18R β’ 1,42 > e/a < 1,50
ABCBCACAB L21 β’3 18R Hexagonal B2 γ’2 2H
DO3 γ’1 4H γ’ >1,50 AB L21 γ’3 4H
23
Figura 2.17 - Malhas elementares das estruturas martensíticas: α1’ β1’ e γ1’ (Ramsdell: 6R, 18R e
2H – Zhdanov) (Funabuko, 1987).
24
3. PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
3.1. ELABORAÇÃO DA LIGA
A liga selecionada para esta pesquisa é a base de cobre e possui uma composição nominal
de Cu-10%Al-8,4%Mn, em massa percentual ou Cu-20,5at%Al-8,45at%Mn átomos percentual.
Esta composição foi escolhida por exibir temperaturas críticas de transformação (MS, MF, AS e
AF) no intervalo de temperatura entre 30°C e 120° C. A composição e a temperatura crítica do
início da transformação MS na liga Cu-Al-Mn foi pré - estabelecida a partir da seguinte relação
empírica (Lopez Del Castillo et al., 1987).
MS = 1710 – 127,4% Al - 43,6% Mn, (1).
A liga foi obtida num forno de indução de alta freqüência da marca INDUCTOTHERM de
24 KVa a partir de materiais de alta pureza. A composição nominal foi pesada com uma balança
eletrônica digital com precisão de 0,1g. A fusão foi realizada num tubo de quartzo colocada
dentro de um cadinho de carbeto de silício. A disposição da carga no tubo de quartzo teve a
seguinte seqüência de empilhamento: alumínio e cobre respectivamente. Após a fusão destes
elementos foi colocado o manganês em forma de cavaco a fim de facilitar a dissolução do
mesmo. A temperatura foi controlada por meio de um termopar do tipo K (cromel-alumel) ligado
a um indicador digital da marca ECIL disposto sobre a parede do tubo. Durante a fusão a
temperatura máxima atingida foi de 1350°C, a qual foi mantida por cinco minutos. O
resfriamento do lingote foi no interior do forno durante 12 horas. Após a solidificação o lingote
foi retirado de dentro do tubo de quartzo para tratamento térmico.
3.2. TRATAMENTOS TÉRMICOS
Para melhorar a dissolução dos elementos de liga no lingote, os materiais brutos de fusão
foram submetidos ao tratamento térmico de homogeneização. Este foi realizado num forno
elétrico tipo mufla monitorado por termopares tipo K a uma temperatura de 850°C durante 24
horas.
O efeito memória de forma é obtido nas amostras dos materiais homogeneizados através do
tratamento de betatização. Para realizar os estudos da estabilização martensítica na liga Cu-Al-
25
Mn foram selecionados 3 procedimentos para o tratamento térmico de betatização que são
descritos abaixo:
• Bruta de Têmpera 25°C (BT25) – Após a manutenção da amostra à temperatura de 850°
C durante 15 minutos, num forno elétrico tipo mufla, a amostra é retirada e jogada
imediatamente num recipiente com água a temperatura ambiente (25°C).
• Bruta de Têmpera a 100°C (BT100) – A amostra é retirada do forno a 850°C depois de 15
minutos é jogada imediatamente num recipiente com água fervente a 100°C e resfriado ao
ar.
• Têmpera ao Ar (TAr) – Neste processo a amostra é retirada do forno a 850°C após 15
minutos e exposta ao ar para arrefecimento.
As amostras para estudo foram cortadas numa máquina de corte de baixa velocidade com
disco diamantado. As amostras foram cortadas em formatos prismáticos com as seguintes
dimensões: comprimento = 25 mm, largura = 5 mm e espessura = 1,5 mm.
3.3. MICROSCOPIA
Esse procedimento foi utilizado para preparar as amostras para análises por microscopia
ótica e difração de raios-X, através de embutimento em resina a frio para evitar mudanças de
fase, lixamento com lixas d’água com granulometria entre 180, 360, 400, 600 e 1000 granas. O
polimento metalográfico foi realizado com pano metalográfico utilizando pastas de diamante de 3
a ¼ µm. Em seguida, as amostras foram atacadas quimicamente em solução aquosa com ácido
nítrico a 25% (HNO3).
As microestruras das amostras metalográficas foram caracterizadas por microscopia ótica
com luz polarizada e interferência de contraste de Normanski num microscópio OLYMPUS
BX51.
3.4. DIFRATOMETRIA DE RAIOS-X
As estruturas das fases presentes nas microestruturas foram identificadas por difração de
raios-x. Os difractogramas foram realizados num difractômetro da marca SHIMADZU modelo
XRD 600 utilizando radiação Cu-Kα com comprimento de onda de λ = 1,5406Å. Os picos dos
difratogramas foram identificados por comparação com a literatura (Rodriguez, 1989) dos
difratogramas publicados. Os parâmetros de rede foram, calculados a partir das identificações dos
26
planos de fases, da expressão da lei de Bragg e dos espaçamentos interplanares das estruturas
CCC e ortorrômbicas.
nλ = 2 d senθ (2)
2
2
2
2
2
2
2
1al
ak
ah
d++= (3)
2
2
2
2
2
2
2
1cl
bk
ah
d++= (4),
onde λ é o comprimento de onda da radiação incidente, θ o ângulo de Bragg, d o espaçamento
interplanar, h, k, l os índices do plano e a, b, c os parâmetros de rede. (Cullity, 3º edição, 2001).
3.5. DISPOSITIVO PARA MEDIÇÃO DA VARIAÇÃO DE RESISTIVIDADE
ELÉTRICA EM FUNÇÃO DA TEMPERATURA
A medição da resistividade elétrica é utilizada para determinar as temperaturas de
transformação de fase, verificação do comportamento da transformação martensítica
(comportamento das interfaces), estudo da estabilização martensítica e processos de precipitação
de fases.
Dois dispositivos foram desenvolvidos neste trabalho para realizar estas medições. Estes
dispositivos são diferenciados pelo intervalo de temperatura. O primeiro chamado de Resistência
Elétrica de Baixa Temperatura (REBT) tem intervalo de temperatura entre 0 a 200°C. O segundo
chamado de Resistência Elétrica de Alta Temperatura (REAT) cujo intervalo de temperatura
varia entre 30 a 1200°C.
A técnica utilizada para a medição da variação da resistividade elétrica é o método dos
quatro pontos, que consiste em fixar quatro fios numa amostra através do processo de soldagem
por solda ponto. A corrente elétrica passa pelos dois fios externos através da amostra. A corrente
é fornecida por uma fonte estabilizadora de energia onde é possível fazer a regulagem adequada
da corrente necessária para o experimento. A tensão medida nos dois fios internos é proporcional
à resistência da amostra. O registro dos resultados é realizado através de um aparelho de
aquisição de dados, conectado a um computador ou através de um registrador gráfico. Os
resultados são retirados de um arquivo do aparelho de aquisição de dados ou do papel com os
dados do registrador e transferidos para um programa de elaboração de gráficos ORIGIN. A
27
partir dos gráficos elaborados com esse programa foi utilizado o método das tangentes para
determinar as temperaturas críticas de transformação martensítica, às histereses de transformação
e a evolução das temperaturas de transformação com as ciclagens térmicas para os diversos
tratamentos térmicos efetuados nas amostras.
3.5.1. RESISTIVIDADE ELETRICA DE BAIXA TEMPERATURA
A figura 3.1 mostra o esquema do sistema de medição de resistividade a baixa temperatura.
O sistema permite o controle da temperatura de aquecimento de maneira constante e homogênea
e um resfriamento mais rápido. O sistema de aquecimento é composto de um reservatório de aço
inox envolvido por serpentinas de cobre, um aquecedor de imersão por resistência de 1000 Watts,
um agitador mecânico, óleo de silicone, termopar e sistema de controle da temperatura. Após o
aquecimento, o aquecedor é desligado e o sistema funciona como um refrigerador com a
passagem de água pela serpentina. A temperatura é controlada por meio de um termopar imerso
no banho, ligado a um controlador digital. A temperatura máxima é de 200°C, com uma taxa de
aquecimento de aproximadamente 5°C/min. Após atingir a temperatura máxima o aquecedor é
desligado e a torneira do reservatório é ligada, permitindo a passagem de água para a serpentina
resfriando a cuba e o óleo de silicone mais rapidamente a uma taxa de resfriamento de
aproximadamente 1°C/min.
28
Figura 3.1. Representação do esquema de célula de medição de resistividade á baixa temperatura.
3.5.2. RESISTIVIDADE ELÉTRICA DE ALTA TEMPERATURA
Este sistema é apresentado na figura 3.2. Ele pode realizar a varredura de temperatura na
faixa de 30 a 1200°C. Este sistema é composto de (1) forno tubular com controlador de
temperatura, (2) suporte composto por uma placa de aço inox, (3) registrador gráfico, (4) fonte de
corrente estabilizada, (5) dois termopares e a amostra conectada pelos quatro pontos. Os fios são
isolados eletricamente da chapa (suporte) através de miçangas de material cerâmico (alumina). O
Fonte Estabilizadora
C
Mulíimetro
MVV
Registrador
Termopar
Amostra
Banho de Óleo
29
resto do procedimento é semelhante ao anterior. Este teste foi desenvolvido para estudar as
transições ordem – desordem que ocorrem nas ligas à base de cobre. Desta maneira, a amostra é
aquecida à alta temperatura. Normalmente um material puro aumenta linearmente sua
resistividade com a temperatura. No entanto, se ocorre alguma variação da estrutura cristalina,
esta linearidade é perturbada, como, por exemplo, devido a uma transformação martensítica,
reações ordem - desordem, precipitação e outros (Mwamba - Ngoie, 1985), (Kainuma et al,
1998). A amostra é colocada sobre o suporte com os quatros pontos, onde os dois fios externos
estão conectados a fonte de corrente elétrica estabilizada e os outros dois fios internos conectados
ao registrador gráfico.
Figura 3.2 – Forno tubular: (1) forno tubular com controlador de temperatura, (2) suporte composto por uma placa de aço inox, (3) registrador gráfico, (4) fonte de corrente estabilizada, (5) dois termopares e a amostra conectada pelos quatro pontos.
3.6. MÁQUINA DE FLEXÃO
Este dispositivo foi desenvolvido no DEMEC e realiza a flexão de uma viga engastada para
simular o efeito memória de forma. A figura 3.3 mostra esquematicamente a máquina de ensaios
de flexão. A aplicação da carga para deformar a amostra é realizada através de um sistema de
polia. A recuperação da forma inicial da amostra é obtida pelo aquecimento do recipiente de
cobre através de uma resistência de coleira colocada ao redor do recipiente cuja variação da
temperatura é controlada pelo sistema de aquecimento. A temperatura e a deformação são
medidas por um termopar colocado próximo à amostra e um sensor LVDT (Linear Variation
Deslocation Transducer), respectivamente. Os dados são adquiridos por um sistema de aquisição
de dados acoplado a um computador. As amostras têm formatos prismáticos com as seguintes
1
3
2
45
30
dimensões: comprimento = 25 mm, largura = 5 mm e espessura = 1,5 mm. Os ciclos térmicos
foram efetuados no intervalo de temperatura entre 25 e 200°C.
Figura 3.3 – Esquema da máquina de Flexão.
As tensões e deformações são determinadas pelas seguintes fórmulas:
Tensão de cisalhamento: τ = hb
F.
(5)
Tensão máxima de tensão - compressão: 2
..6bh
xFM =σ (6),
Máquina de Flexão
Peso
Resistência Elétrica
Sensor LVDT
Amostra
Termopar
Suporte
Polia
Haste Transmissão
Recipiente em latão
b
h
L
x
y z
31
onde F é a força aplicada, b, h e L representam largura, espessura e comprimento,
respectivamente.
Flecha y da abscissa x: y = )3
.23
(323 LxLx
EIF
+− (7),
onde E é o modulo de Young e I é o momento de inércia dado por I = 12
3bh .
Deflexão para x = 0: EI
FLy3
3
0 = (8).
Deformação máxima (y = L): 02 .23 yLh
EM
M ==σ
ε (9).
32
4. RESULTADOS E DISCUSSÕES
4.1 Caracterização da liga
Inicialmente a liga Cu-10%Al-8,4%Mn foi caracterizada quanto aos seus aspectos
microestruturais através das micrografias obtidas por microscopia ótica e análise das fases
presentes através da técnica de difração de raios-x.
A figura 4.1 (a), mostra a micrografia da liga Cu-Al-Mn após tratamento térmico de
têmpera a 25°C, onde é possível observar a característica microestrutural da fase martensítica β’1
pela presença das plaquetas de martensita (agulhas) de auto acomodação. A amostra foi aquecida
in situ com auxílio de uma placa cerâmica com efeito Peltier. Durante o aquecimento as agulhas
da martensita desaparecem caracterizando a transformação martensita inversa (figura 4.1b). Esta
é a fase austenítica ou matriz (β) com estrutura de super-rede DO3.
a) 25°C b) 95°C
Figura 4.1 - Micrografia da amostra da liga Cu-Al-Mn: a) fase martensítica - luz polarizada - 25oC e b) fase austenítica - 95oC. Sem ataque químico
Na figura 4.2 é mostrada a difração de raios-X da amostra onde aparecem picos que
caracterizam a fase martensítica β’1, com planos de índices característicos da estrutura ordenada
ortorrômbica 18R (β’1) (carta de indexação no anexo 1, Rodriguez, 1989). Os parâmetros de rede
calculados são: a = 4,494Å, b = 5.194Å e c = 38,191Å.
33
Figure 4.2 – Difratograma da liga Cu-Al-Mn (fase martensítica).
A temperatura do início e do final da transformação martensítica direta e inversa e a
histerese da liga Cu-Al-Mn foram determinadas de acordo com o esquema da figura 2.5 (ver
seção 2) tendo sido encontrados os pontos de AS, AF, MS e MF com os respectivos valores
conforme mostra a figura 4.3 (ver secção 1.7). As temperaturas obtidas para a liga com
tratamento de tempera a 25°C foram: AS = 78, AF = 144, MS = 114, MF = 45°C. Uma
característica desta liga é apresenta uma histerese térmica, neste caso de 31,5°C.
Figura 4.3 – Curva resistividade elétrica versus Temperatura da liga Cu-Al-Mn .
20 40 60 80 100 120 140 160 1804,0
4,5
5,0
5,5
MF
MS
AF
AS
BT25
ΔR/R
(Uni
dade
s A
rbitr
ária
s)
Temperatura (°C)
20 40 60 80 1001000
2000
3000
4000
5000
6000
7000
8000
9000
(3-2
-16)
(121
6)
(121
0)(1
2-8)
e (2
08)
(001
8)(1
2-2)
Inte
nsid
ade
(Uni
dade
s Ar
bitrá
rias)
2 θ
34
4.2 Comportamento das temperaturas críticas com os Tratamentos Térmicos
A figura 4.4 mostra o comportamento das curvas de resistividade elétrica versus
temperatura da liga Cu-Al-Mn para os diferentes tipos de tratamento térmicos: BT25, BT100 e
TAr. A partir destas curvas foram determinadas as temperaturas críticas, as amplitudes e as
histereses térmicas. As temperaturas críticas de transformação para cada tratamento em °C foram:
BT25 - AS = 78, AF = 144, MS = 114, MF = 45, AT = 66 e HT = 31,5; BT100 - AS = 72, AF = 104,
MS = 95, MF = 48, AT = 32 e HT = 16,5 e para TAr - AS = 52, AF = 91, MS = 76, MF = 38, AT = 39
e HT = 14,5. Verificamos que a amostra T25 apresenta temperaturas críticas das transformações
direta e inversa, a histerese e a amplitude térmica com valores bem maiores quando comparadas
com aquelas das amostras dos demais tratamentos térmicos. A amostra TAr possui as menores
temperaturas de transformação e de histerese térmica.
Figura 4.4 – Curvas ΔR/R versus temperatura resistividade elétrica das amostras liga Cu-10Al-
8,4Mn (massa %) homogeneizada a 850°C e resfriado à 25°C, a 100°C, e ao Ar, respectivamente.
As curvas da figura 4.4 foram imediatamente traçadas após o tratamento de betatização,
constituindo assim o 1º ciclo da amostra. Em seguida, as amostras foram cicladas termicamente
no intervalo de 20 a 160°C.
A figura 4.5 mostra as curvas da variação da resistividade elétrica versus temperatura dos
três ciclos térmicos das amostras de cada tratamento. A curva revela evoluções significativas dos
20 40 60 80 100 120 140 160 180
3,0
3,5
4,0
4,5
5,0
5,5
6,0
6,5
7,0MF
MS
AF
AS
MF
MS
AF
AS
BT100
BT 25
TArΔR/R
(Uni
dade
s A
rbitr
ária
s)
Temperatura (°C)
35
parâmetros medidos durante os ciclos térmicos. De uma maneira geral, os resultados indicam que
durante os ciclos as temperaturas AS e MF diminuíram e o AF e MS aumentaram, resultando numa
diminuição da histerese de transformação. Os dados experimentais obtidos na figura 4.5 são
sumarizados na figura 4.6 através de gráficos das temperaturas de transformação versus número
de ciclos térmicos.
Figura 4.5 a - Efeito da ciclagem térmica de transformação da amostra da liga Cu-10Al-8,4Mn
submetido ao tratamento térmico BT25.
Figura 4.5 b - Efeito da ciclagem térmica de transformação da amostra da liga Cu-Al-Mn
submetido ao tratamento térmico BT100.
20 40 60 80 100 120 140 160 180
2
3
4
5
6
7
Bruta de Têmpera a 100°C
MF
MS
AF
AS
I ciclo
III ciclo
II ciclo
ΔR/R
(U
nida
des
Arbi
trária
s)
Temperatura (°C)
20 40 60 80 100 120 140 160 180
2
3
4
5
6
7
MF MS
AF
AS
Bruta de Têmpera a 25°C
III ciclo
I ciclo
II ciclo
ΔR/R
(Uni
dade
s ar
bitrá
rias)
Temperatura (°C)
36
Figura 4.5 c - Efeito da ciclagem térmica de transformação da amostra da liga Cu-Al-Mn
submetido ao tratamento térmico TAr.
Durante o aquecimento, a amostra bruta de tempera a 25°C apresenta uma grande
amplitude de transformação térmica grande (AS – AF) de 66° C, onde ocorre a transformação
martensítica inversa. Para a amostra BT100 a amplitude térmica é na ordem de 32°C indicando
que há menos bloqueio das interfaces martensita/austenita pelas lacunas de têmpera para este
tratamento térmico. As amostras temperadas em água (BT25 e BT100) têm apresentado uma
tendência durante a ciclagem de diminuir as temperaturas de transformação e a histerese térmica.
Durante a ciclagem térmica, as variações dos parâmetros medidos para a amostra temperada ao ar
são menores em relação às amostras submetidas aos demais tratamentos térmicos. Este fato pode
estar ligado a menor influência do choque térmico neste tratamento térmico em comparação aos
demais.
Figura 4.6 a - Temperatura de transformação versus número de ciclos térmicos para a amostra Cu-10%Al-8,4%Mn submetido ao tratamento térmico BT25.
0 1 2 3 430405060708090
100110120130140150 Bruta de Têmpera 25°C
AS
MS
AF
MF
Tem
pera
tura
(°C
)
Nº de Ciclos
20 40 60 80 100 120 140 160 180
2
3
4
5
6
7
MF
MS
AF
AS
Têmpera ao Ar
III ciclo
II ciclo
I ciclo
ΔR/R
(Uni
dade
s A
rbitr
ária
s)
Temperatura (°C)
37
Figura 4.6 b - Temperatura de transformação versus número de ciclos térmicos para a amostra
Cu-10%Al-8,4%Mn submetido ao tratamento térmico BT100.
Figura 4.6 c - Temperatura de transformação versus número de ciclos térmicos para a amostra
Cu-10%Al-8,4%Mn submetida ao tratamento térmico T Ar.
As ligas com memória de forma Cu-Zn-Al apresentam uma amplitude térmica entre 10 e
15°C. Em contraste, a liga memória de forma Cu-Al-Mn apresenta uma amplitude térmica grande
(aproximadamente 40°C) independentemente do tipo de tratamento térmico. Estas características
das ligas Cu-Al-Mn podem aumentar o uso do EMF em aplicações tecnológicas que necessitam
de uma grande diferença entre o início e o fim da temperatura de transformação direta e
transformação inversa.
A partir dos resultados acima, podemos afirmar que na amostra BT25, as placas
martensíticas (interfaces) foram bloqueadas devido à alta concentração de lacunas não permitindo
0 1 2 3 4 520
30
40
50
60
70
80
90
100
110
120Têmpera Ar
AF
MS
AS
MF
Tem
pera
tura
(°C
)
Nº Ciclos
0 1 2 3 420
30
40
50
60
70
80
90
100
110
120 Bruta de Têmpera 100°C
MS
AF
AS
MF
Tem
pera
tura
(°C
)
Nº de Ciclos
38
um movimento regular das mesmas durante o processo da transformação inversa (Gonzalez, et al.
2003). Este efeito é devido à supersaturação das lacunas na têmpera que bloqueiam a interface
martensita/austenita (Gonzalez et al. 2003). Assim a transformação inversa necessita de uma
maior energia, resultando num aumento da temperatura AF.
No caso do tratamento BT100 a amostra permanece na fase austenítica, ou seja, ocorrem
transições ordem-desordem, durante a têmpera, mas a amostra não se transforma para a fase
martensítica durante o revenido a 100°C.
Nas ligas com efeito memória de forma a base de cobre a mobilidade das lacunas na fase
austenitíca é mais alta do que na fase martensítica (Benchiheub et al., 2000; Van Humbeeck et
al., 1989). Esta manutenção do material a 100°C também aumenta o grau de ordem da fase
austenitíca (DO3 ou L21) (Ahlers, 1986). Assim verificamos que as evoluções dos parâmetros
medidos são menos influenciadas pelo mecanismo de eliminação de lacunas, processo de
reordenamento de fase.
No caso do tratamento TAr, a amostra deve ter uma concentração de lacunas reduzida, mas
o ordenamento configuracional das fases (austenítica e martensítica) pode estar desordenado
(transição ordem-desordem incompleta). O aumento da temperatura MS e a diminuição da
temperatura AS são indicativos do processo de reordenamento, uma vez que nos demais
tratamentos esta evolução é inversa.
4.3. ENSAIO DE FLEXÃO
O ensaio de flexão realizado é do tipo viga engastada onde se aplicou uma carga constante
de 13 MPa (100g) através de um sistema de polia (seção 3.6, figura 3.3). Durante a aplicação da
carga, o material se deforma apresentando um deslocamento no LVDT, em seguida o recipiente
que contém a amostra é aquecido. Neste teste a amostra foi ciclada termicamente 20 vezes.
A figura 4.7 apresenta as curvas da deformação versus temperatura do ensaio de flexão
realizados na liga de Cu-Al-Mn para a amostra submetida ao tratamento de têmpera a 25°C. Após
o carregamento, a amostra na fase martensítica apresenta uma deformação de 1,67 mm na fase
martensítica a 25°C, em seguida a amostra foi aquecida até 200°C e subseqüentemente resfriada
até 20°C. Durante o aquecimento inicial verifica-se um comportamento linear da deformação em
função da temperatura, ou seja, a amostra não apresenta nenhuma recuperação de forma. Durante
o resfriamento, a amostra apresenta um aumento da deformação que chega a 4,26 mm. Nesta
39
curva podem ser determinadas as temperaturas do MS e MF sob carga (MSσ = 95°C e MFσ =
60°C), através do método das tangentes (ver seção 2.3, figura 2.5).
No primeiro ciclo do ensaio de flexão, não há formação de um laço de histerese. A partir do
segundo ciclo temos a formação do laço de histerese, onde é possível determinar as temperaturas
do início e do final das transformações direta e inversa (AS, AF, MS e MF), como mostra a figura
4.7. A deformação imposta à amostra não é completamente recuperada porque provavelmente
existem martensitas estabilizadas. Durante a ciclagem térmica ocorrem alterações nas
temperaturas críticas e as histereses diminuem sua amplitude, pois elas não fecham no mesmo
ponto.
Na figura 4.8 é apresentada às curvas da ciclagem térmica para a amostra BT100.
Verificamos que a imposição da carga provocou uma deformação de 2,06 mm, que é superior ao
da amostra BT25. A curva do primeiro ciclo da amostra T100 apresentou as mesmas
características da amostra anterior, apenas apresentando maior deformação e temperaturas críticas
da transformação diretas menores (MSσ = 110°C e MFσ = 58°C). A evolução das curvas da
deformação versus temperatura, também são semelhantes ao da amostra anterior, apenas
apresentam laços de histereses maiores (maior deformação da amostra).
A figura 4.9 mostra a ciclagem térmica do teste realizado para a amostra TAr. Podemos
verificar que no carregamento esta amostra apresenta uma grande deformação (7,15 mm) quando
comparada às amostras dos tratamentos anteriores. Também é possível verificar que no
aquecimento do primeiro ciclo, a amostra tem inicialmente o comportamento similar aos demais,
aumento da deformação com a temperatura, mas a partir de 85°C esta deformação é praticamente
recuperada durante o restante do aquecimento. Para os demais ciclos ocorre uma evolução dos
laços de histerese, com a temperatura MSσ = 115°C e MFσ = 70°C no 1º resfriamento. Na tabela 3 são apresentados os valores que foram determinados para o deslocamento
(deformação) da amostra engastada com aplicação de carga a temperatura de 25°C e para a
amplitude que é a deformação máxima alcançada após 1º ciclo térmico, para cada tipo de
tratamento térmico.
Tabela 3 Tratamento Térmico Deformação inicial após
aplicação da carga (mm) Deformação após 1 ciclo
térmico (η1) BT 25 1,67 4,26
BT 100 2,06 7,14 T Ar 2,84 5,31
40
Podemos afirmar que a deformação inicial após aplicação da carga e a deformação após o
1º ciclo térmico variam um em relação ao outro dependendo do tipo de tratamento térmico
realizado nas amostras da liga Cu-Al-Mn. As amostras reagem de maneira diferente quanto à
aplicação do carregamento e a evolução dos parâmetros medidos, isso se deve ao bloqueio das
interfaces, ao ordenamento das fases e a distribuição das placas de martensita segundo o
tratamento térmico.
Figura 4.7 – Efeito da ciclagem térmica de transformação da amostra da liga Cu-10%Al-8,4%Mn
submetido ao tratamento térmico BT25. Amostra sob carga constante de 13 MPa.
0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 2004
6
8
10
12
14
BT 25
Def
orm
ação
(mm
)
Temperatura
41
Figura 4.8 – Efeito da ciclagem térmica de transformação da amostra da liga Cu-10%Al-8,4%Mn submetido o tratamento térmico BT100. Amostra sob carga constante de 13 MPa.
Figura 4.9 – Efeito da ciclagem térmica de transformação da amostra da liga Cu-10%Al-8,4%Mn submetido ao tratamento térmico TAr. Amostra sob carga constante de 13 MPa.
0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 200
6
8
10
12
14
16BT100
Def
orm
ação
(mm
)
Temperatura °C
0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 2000
2
4
6
8
10
BT Ar
Def
orm
ação
(mm
)
Temperatura (°C)
42
As figuras 4.10, 4.11 e 4.12 apresentam as evoluções das temperaturas criticas com o
número de ciclos para as amostras BT25, BT100 e TAr. Podemos verificar que a amostra T25
apresentou variações das temperaturas críticas sem alcançar uma estabilização. No caso da
amostra T100, as temperaturas críticas começam a ser repetitiva a partir do 11º ciclo, indicando
que a amostra ficou treinada (educada), ou seja, a amostra apresenta o EMFR (efeito memória de
forma reversível). A histerese térmica (MS – MF) de ± 30°C torna-se regular. Para a amostra TAr
é possível verificar que as temperaturas críticas apresentam menor variação (intervalo entre MF e
AF ≈ 55°C, para BT25 esta variação é de 85°C e para BT100 ≈ 100°C. após os 20 ciclos, a
amostra não apresenta temperaturas críticas repetidas, ou seja, a amostra não está completamente
treinada.
Figura 4.10 - Temperatura de transformação versus número de ciclos térmicos para a amostra Cu-10%Al-8,4%Mn submetido ao tratamento térmico BT25.
0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 2030
40
50
60
70
80
90
100
110
120
130 BT 25
MF
MS
AF
AS
Tem
pera
tura
(°C
)
Número de Ciclos
43
Figura 4.11 - Temperatura de transformação versus número de ciclos térmicos para a amostra Cu-10%Al-8,4%Mn submetido ao tratamento térmico BT100.
Figura 4.12 - Temperatura de transformação versus número de ciclos térmicos para a amostra Cu-
10%Al-8,4%Mn submetido ao tratamento térmico T Ar.
0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20405060708090
100110120130140150
BT Ar
MF
MS
AF
AS
Tem
pera
tura
(°C
)
Número de Ciclos
0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20405060708090
100110120130140150
BT 100
MF
MS
AF
ASTem
pera
tura
(°C
)
Número de Ciclos
44
Após ensaio de flexão, foi calculado o rendimento do EMF das amostras da liga Cu-Al-Mn
durante a ciclagem térmica.
Os valores da deformação após o 1° ciclo térmico foram utilizados como referência para
determinar o rendimento do EMF, através da fórmula η% = ηn/η1* 100, onde ηn é a deformação
para o n – ésimo ciclo.
A figura 4.12 apresenta as curvas do rendimento do EMF versus número de ciclos do
ensaio de flexão para as amostras BT25, BT100 e T Ar. As curvas revelam evoluções
significativas dos rendimentos das amostras.
Para a amostra T25, o rendimento diminui com o aumento do número de ciclos. A amostra
T25 tem um rendimento baixo, em torno de 42%. Isto está relacionado com a diminuição da
amplitude durante a ciclagem e acontece porque provavelmente existe uma grande quantidade de
plaquetas de martensitas estabilizadas (bloqueio pelas lacunas de têmpera).
A amostra BT100 apresenta o melhor rendimento do EMF em relação às demais amostras
atingindo 50%. Isto pode significar que a amostra possui fases com melhor ordenamento e baixa
concentração de lacunas de têmpera. O rendimento desta amostra fica praticamente estável após o
11º ciclo.
Figura 4.13 – Gráfico do rendimento versus número de ciclos para a amostra Cu-Al-Mn
submetido aos tratamentos térmicos BT25, BT100 e TAr.
A amostra TAr apresentou um rendimento de aproximadamente 25%. Assim a amostra
TAr tem rendimento menor do que a amostra BT25 e a amostra BT100. O rendimento EMF
0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 200
102030405060708090
100
BT 25 BT 100 T Ar
η (%
)
Número de Ciclos
45
diminui com uma taxa muito grande. Este fato pode estar relacionado a uma grande desordem da
fase matriz, pois as transições ordem – desordem (B2 → DO3 e DO3 → L21) pode estar
incompleta.
Devido à dificuldade de estabelecer a origem dos processos de estabilização nas ligas de
cobre foram realizados dois testes suplementares para as amostras submetidas ao tratamento
térmico BT25, BT100 e TAr. No primeiro estamos interessados nas modificações da fase
austenítica, uma vez que estas modificações influenciam diretamente a fase martensítica, pois
esta herda o ordenamento da fase matriz. Este teste foi realizado pela medição das variações da
resistividade elétrica a alta temperatura, na qual, durante o aquecimento ocorre à transformação
martensítica e as subseqüentes variações da inclinação da curva indicam reações de transição e
precipitação. O segundo teste analisará modificações diretas da estrutura martensítica através da
difratometria de raios-x. Neste teste será estudada a amostra imediatamente após o tratamento,
depois a amostra aquecida a 200°C e em seguida após um aquecimento a 320°C. Estes testes
tentaram evidenciar os principais fatores que afetam as fases austeníticas /martensíticas durante a
ciclagem térmica, sem e com carga para as amostras de cada tratamento térmico.
4.4. RESISTIVIDADE ELÉTRICA A ALTA TEMPERATURA
Foram realizados ensaios com amostras da liga Cu-Al-Mn, para os tratamentos térmicos:
BT25, BT100 e BTAr, utilizando um dispositivo de medição da resistividade elétrica com
varredura de temperatura na faixa de 30 a 800°C. O objetivo deste ensaio foi verificar as
modificações nas curvas da variação de resistividade elétrica para temperaturas elevadas onde
ocorrem as reações de transição ordem – desordem e de precipitação. Para melhor análise, as
curvas foram divididas em segmentos (letras A, B, C, D, E, F e G).
A figura 4.13 apresenta as medidas registradas com o dispositivo da resistividade elétrica
nas amostras de Cu-Al-Mn com tratamento térmico BT25, BT100 e BTAr.
Verificamos no intervalo AB do aquecimento (ponto B ≈ 130°C) não se consegue distinguir
bem os pontos de inflexão da transformação martensítica. No intervalo de temperatura BC (até
220°C) a curva da resistividade elétrica varia linearmente com a temperatura. No segmento CD,
tem uma região onde acontece variação da inclinação da curva de resistividade elétrica. Esta liga
apresenta uma miscibilidade das estruturas DO3 (Cu3Al) e L21 (Cu2AlMn) na fase austenítica, ou
seja, elas coexistem nesta fase (DO3 + L21), (Kainuma et al, 1998) e (Bouchard e Thomas, 1975).
Neste intervalo de temperatura ocorre uma transição de ordenamento, onde a fase austenítica
46
torna-se completamente DO3 ou L21. Esta transição DO3 + L21 → DO3 ou L21 ocorre através de
uma decomposição spinoidal (ver figura 2.14, seção 2.11); (Kribs, 1989) e (Bouchard e Thomas,
1975). Esta mudança de ordenamento deve continuar a ocorrer até o ponto E. A partir de 420°C,
a curva novamente varia linearmente com a temperatura até 540°C (intervalo EF). No ponto F
novamente a curva perde sua linearidade. Esta temperatura corresponde a transição ordem-
desordem DO3→B2. A partir de aproximadamente 600°C, a curva volta a variar a inclinação
novamente. Esta nova variação corresponde a transição ordem-desordem B2 → A2. Esta última
tem estrutura CCC desordenada e corresponde a fase β de alta temperatura no diagrama de fase.
Segundo a literatura, as ligas Cu-Al-Mn durante o aquecimento da fase austenítica (β1) não é
decomposta em precipitados α e /ou γ. (Kribs,1989); (Soltys,1992) e (Kainuma et al, 1998).
Para a curva da amostra BT100 (figura 4.13 - preta) verificamos no intervalo AB
claramente a transformação martensítica inversa. Os demais intervalos são semelhantes ao da
curva BT25, com as seguintes diferenças: no intervalo CD nesta curva possui menor amplitude e
a curva como um todo, apresenta uma inclinação bem menor em comparação com a curva da
amostra BT25.
A amostra BTAr apresenta uma curva muito semelhante à curva da amostra BT100, com os
seguintes remarques: transformação inversa com maior amplitude e no intervalo BC uma
variação de linearidade com a temperatura. Isto pode indicar um reordenamento dentro da zona
de miscibilidade das estruturas DO3 + L21. Isto pode ocorrer devido ao reposicionamento do Mn
dentro da rede, fazendo com que o percentual de cada estrutura mude na fase austenítica
(Kainuma, 1998). Durante as ciclagens térmicas das amostras BTAr pode-se verificar a falta de
uma tendência da estabilização das temperaturas críticas. Este reposicionamento do Mn pode ser
a origem da dificuldade para estabilizar as temperaturas, uma vez que os ciclos térmicos foram
realizados no intervalo de 0 a 180°C.
47
Figura 4.14 - Gráfico da variação da resistividade elétrica versus temperatura para as amostras da
liga Cu-Al-Mn submetidas aos tratamentos térmicos BT25 (linha azul), BT100 (linha preta) e TAr (linha verde).
4.5. DIFRATOMETRIA DE RAIOS – X
A difratometria de raios-x foi aplicada nas amostras para verificar as variações ou
modificações dos espectros para os diversos tratamentos térmicos utilizados neste trabalho. Neste
teste, cada amostra foi inicialmente tratada termicamente, e logo após foi realizado o
difratograma. Depois a amostra foi aquecida a 200°C e 320°C num banho de silicone. Após o
resfriamento, a amostra foi submetida à outra difração de raios-X, para os dois processos de
aquecimento.
As análises dos difratogramas foram realizadas considerando as seguintes observações das
raias de difração: deslocamento, intensidade, estreitamento ou alargamento e assimetria. Os
deslocamentos que são observados nas raias de difração são causados pela tensão a que o cristal
foi submetido, (Moreau 2002), (Cullity e Stock, 3ª edição). No caso de uma tensão de tração, os
planos atômicos perpendiculares são separados na direção de solicitação, isto é, à distância
interplanar d é ligeiramente aumentada. A lei de Bragg diz que sen θ = nλ/2d, assim o valor de θ
0 100 200 300 400 500 600 700 8000,0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
TAr
BT100
BT25
Varia
ção
de R
E (U
nida
des
Arbi
trár
ias)
T (°C ) A B C D E F G
48
diminui. O ângulo θ das raias de difração associados ao plano diminui e as raias são deslocadas
para a esquerda como mostra a figura abaixo.
Figura 4.15 – Efeito dum afastamento dos planos sobre a posição da raia (Moreau, 2002).
Uma tensão de compressão reaproxima os planos atômicos perpendiculares à direção da
solicitação e desloca as raiais para a direita.
Figura 4.16 – Efeito duma reaproximação dos planos sobre a posição da raia (Moreau, 2002).
Os defeitos da rede cristalina criam um campo de deformação e, portanto uma modificação
das distâncias interplanares com as raias de difração apresentando variações de forma
(intensidade e assimetria e alargamento). A tabela 4 resume os principais efeitos dos defeitos
cristalinos sobre as raias difratadas (Moreau, 2002).
Compressão
49
Tabela 4
Classe Primeira Segunda
Natureza do defeito Lacunas, átomos
substitucionais e intersticiais,
arranjos de discordâncias.
Discordâncias e falhas de
empilhamento
Tipo de defeito Pontual Linear e Planar
Influência sobre o pico de
difração
Atenuação da intensidade do
pico e difração difusa.
Modificação da forma e da
posição do pico (alargamento,
dessimetria) e difração difusa.
Os difratogramas de raios-x da figura 4.16 apresentam os resultados para a amostra BT25.
Os picos da martensita β’1 (12-2), (1-2-8), (208), (320) e (3216) estão ligeiramente deslocados
para a direta em relação ao difratograma da amostra imediatamente após tratamento térmico
(verde) indicando que a amostra estava sob tensão de compressão devido a têmpera em água a
temperatura ambiente (choque térmico). O pico (320) apresenta um aumento de intensidade e um
alargamento da base indicando que durante o aquecimento a 200oC houve diminuição de defeitos
pontuais (eliminação de lacunas após aquecimento a fase austenítica). Para o aquecimento a
320oC, verificou-se a presença de raias indexadas para a fase alfa, indicando que a esta
temperatura ocorre precipitação de fase. No entanto, a maioria das raias corresponde à fase
martensítica.
Para a amostra BT100 verifica-se que o aquecimento a 200oC não apresentou modificação
significativa com relação ao difratograma imediatamente após o tratamento térmico
(difratograma verde), como mostra a figura 4.17. As raias apresentaram um pequeno
deslocamento para a direita e alguns picos aparecem ou desaparecem. Este fato está relacionado
as variantes da martensita que possuem 24 posições cristalográficas, assim alguns planos podem
ou não aparecer no difratograma devido às características de auto-acomodação das variantes de
martensita. Em relação ao aquecimento a 320°C, o difratograma apresenta uma diminuição de
intensidade e a indicação da presença por precipitação partículas da fase alfa.
Para a amostra BTAr o aquecimento a 200°C apresentou modificações significativas com
relação ao difratograma da amostra imediatamente após tratamento térmico (difratograma verde),
como mostra a figura 4.18. As raias praticamente não apresentam deslocamentos e alguns picos
diminuem de intensidade e outros desaparecem. Para o aquecimento a 320°C, verificaram-se
50
aparecimentos de novos picos (320), diminuição da intensidade dos picos entre 38 e 50°, e
presença de raias indexadas para a fase alfa, indicando que a esta temperatura ocorre
precipitação.
20 30 40 50 60 70 80 90 1000
3000
6000
9000
12000
15000
18000
21000
24000
27000
30000
β 1'(12
16)
β 1'(1-
214)
β 1'(12
22)
α(2
10)
1o Teste - Verde
2o Teste - Após Aquec. 200oC - Preto
3o Teste - Após Aquec. 320oC -Vermelho
β 1'(00
18)
α(2
20)
β 1'(1-
2-8)
+(20
8)
β 1'(3-
2-16
)
β 1'(32
0)
β 1'(12
-2)
CAM BT25
Inte
nsid
ade
(u.a
.)
2θ
Figura 4.17 – Difratograma da liga Cu-Al-Mn, 1)BT25 imediatamente após tratamento térmico, 2) após aquecimento e 3) após aquecimento a 320°C.
51
Figura 4.18 – Difratograma da liga Cu-Al-Mn, 1) BT100 imediatamente após tratamento térmico, 2) após aquecimento e 3) após aquecimento a 320°C.
Figura 4.19 – Difratograma da liga Cu-Al-Mn, 1) TAr imediatamente após tratamento térmico, 2) após aquecimento e 3) após aquecimento a 320°C.
20 30 40 50 60 70 80 90 1000
3000
6000
9000
12000
15000
18000
21000
24000
27000
30000
α(2
20)
β 1'(1-
2-22
)
β 1'(32
0)
β 1'(3-
218)
β 1'(3-
2-16
)
β 1'(12
22)
β 1'(04
0)
β 1'(20
10)
β 1'(12
10)
β 1'(12
4)+(
208)
β 1'(12
-8)
β 1'(00
18)
1o Teste - Verde
2o Teste - Após Aquec. 200oC - Preto
3o Teste - Após Aquec. 320oC -Vermelho
β 1'(12
-2)
CAM BTAr
Inte
nsid
ade
(u. a
.)
2θ
20 30 40 50 60 70 80 90 1000
3000
6000
9000
12000
15000
18000
21000
24000
27000
30000
β 1'(12
4)
β 1'(12
4)β 1'(
12-8
)
β 1'(20
8)β 1'(
1210
)
β 1'(12
16)
β 1'(12
22)
β 1'(04
0)
β 1'(20
14)
β 1'(32
0)
β 1'(3-
2-16
)
β 1'(20
10)
β 1'(12
-2)
1o Teste - Verde
2o Teste - Após Aquec. 200oC - Preto
3o Teste - Após Aquec. 320oC -Vermelho
β 1'(00
18)
α(2
20)
CAM BT100 In
tens
idad
e (u
.a.)
2 θ
52
Estes testes mostraram que os difractogramas da fase martensítica apresentam modificações
que estão relacionadas aos tratamentos térmicos das amostras.
A partir dos resultados da REAT e dos difractogramas de raios–x podemos resumir as
seguintes observações para cada tratamento térmico:
BT25 → Alta densidade de lacunas retida durante a têmpera.
Estrutura da austenita apresenta baixo grau de ordenamento.
A estrutura da martensita está deformada por compressão.
Não há estabilização das temperaturas críticas e grandes histereses térmicas.
Baixo rendimento do efeito memória de forma.
BT100→ Baixa concentração de lacunas de têmpera.
Estrutura da fase matriz apresenta alto grau de ordenamento (manutenção da
amostra a 100°C (fase austenítica) promove o ordenamento).
Não há grandes modificações da estrutura martensítica (difração de raios-x), pois
ela herda um alto grau de ordenamento da fase matriz.
Apresenta temperaturas térmicas bem definidas com poucos ciclos térmicos (11º
ciclo ensaio de flexão).
Bom rendimento de efeito memória de forma.
BTAr→ Baixa concentração de lacunas de têmpera.
Estrutura matriz deve reter certo grau de desordenamento dentro da região de
miscibilidade (DO3 + L21), que pode ser verificado nos testes de REAT.
Embora a fase martensítica apresente uma difração característica, após a ciclagem
térmica ocorre uma diminuição dos picos e alargamento da base. Esta modificação
deve ter sido originada pela desordem na fase matriz.
As temperaturas críticas não chegam a uma estabilização, mas apresentam histerese
e amplitudes pequenas.
Baixo rendimento do efeito memória de forma.
53
5. CONCLUSÕES
• Verificou-se que a liga Cu-12%Al-8,4%Mn apresenta o efeito memória de forma através das
caracterizações de microscopia ótica, resistividade elétrica e ensaio de flexão.
• O manganês mostrou-se eficiente como elemento de liga, pois baixou as temperaturas de
transformação da ligas Cu-10%Al-8,4%Mn.
• Foram determinadas as temperaturas de transformação de fase para a liga sem carga
(resistividade elétrica) e com carga (ensaio de flexão). Ficou evidenciado que ocorre uma
mudança das temperaturas devido à aplicação de um carregamento externo.
• O efeito memória de forma reversível, também ficou evidenciado nas ligas Cu-10%Al-
8,4%Mn. O efeito reversível foi obtido após manter a liga entre ciclos termomecânicos,
também chamada de treinamento termomecânico.
• A BT100 a transformação ocorre de maneira muito mais rápida devido ao tipo de tratamento,
ou seja, a liga se transforma acima da temperatura ambiente. Então nessas condições temos
uma fase austenítica (β1) com estrutura ordenada DO3 o que favorece a eliminação de lacunas
e o reordenamento da fase β. Na BTAr, temos uma estrutura um pouco mais ordenada do que
na BT25, mas ela é diferente da BT100, mas permitindo uma melhor movimentação das
placas martensíticas durante a transformação. Com isso temos uma estrutura DO3 um tanto ou
quanto diferente da estrutura DO3 da BT100.
• A tabela 5 abaixo, apresenta as conclusões gerais deste trabalho, abrangendo tratamentos
térmicos, densidade de lacunas, estrutura da austenita, estrutura da martensita, estabilização
das temperaturas e o rendimento (η).
Tabela 5
T.T. Densidade Estrutura da Austenita Estrutura da Martensita Estabilização das Temperaturas ηde Lacunas
BT 25 Alta, retida Baixo Grau de Ordenamento Deformada por compressão Não há; grandes histereses térmicas Baixodurante
a têmpera
Não há modificação na estrutura;BT 100 Baixa Alto Grau de Ordenamento Adquire um alto grau de ordenamento Temperaturas bem definidas Bom
da fase matriz com poucos ciclos térmicos;
TAR Baixa Retém certo grau de Difração característica após ciclagem térmica; Temperaturas não chegam a estabilização, Baixodesordenamento na região Ocorre diminuição dos picos e alargamento da base; mas têm histerese e amplitude pequenas.de miscibilidade (DO3+L21) Modificação originada pela desordem na fase matriz.
54
6. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
1. Estudar o tratamento térmico com revenido a temperaturas específicas (100°C e 150°C)
para verificar o comportamento termomecânico da liga.
2. Realizar estudo nas ligas com variação de cargas, neste caso aumentando a carga.
3. Análise de microscopia eletrônica para verificar a formação de precipitados e disposição
das discordâncias após ciclagem termomecânica.
4. Realizar estudos comparativos da liga Cu-Al-Mn com outras ligas tais como Cu-Zn-Al e
Cu-Al-Be, quanto ao comportamento das temperaturas de transformação, rendimento e
raios-x.
5. Modificar a composição da liga principal, aumentando o teor de Mn para fazer uma
comparação com os estudos da liga Cu-10%Al-8%Mn apresentados neste trabalho e
também verificar a influência das transições ordem – desordem nas temperaturas criticas e
no rendimento.
55
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61
ANEXOS Tabela adquirida através de tratamento informático das estruturas da martensita que permite
definir as famílias de planos que difratam e o fator da estrutura correspondente.
Martensita β’1
h,k,l dh,k,l V 1,2,-2 1,-2,-2
2,27 6,96
1,2,4 1,-2,4
2,222 4,46
2,0,2 2,177 6,7 2,0,-4 2,135 4,31 0,0,18 2,111 14,58 1,-2,-8 1,2,-8
2,059 12,05
2,0,8 1,99 11,69 1,2,10 1,-2,10
1,958 11,52
2,0,-10 1,898 11,21 1,-2,14 1,743 3,61 2,0,14 1,703 3,53 1,2,16 1,647 5,24 2,0,-16 1,607 5,11 2,0,20 1,435 4,55 1,2,22
1,-2,-22 1,378 2,85
0,4,0 1,339 9,44 3,2,0 1,2 9
3,-2,18 1,096 7,57