ESTUDO DAS PROPRIEDADES MECÂNICAS, MICROESTRUTURAIS E TENSÕES RESIDUAIS DA LIGA DE ALUMÍNIO AA 5083-H111 SOLDADAS POR FRICTION STIR WELDING - FSW Daniel Marques de Souza, daniel.ms@fieb.org.br 1 Haroldo Cavalcanti Pinto, haroldo@sc.usp.br 2 Jorge F. dos Santos, jorge.dos.santos@hzg.de 3 Rodrigo Santiago Coelho, rodrigo.coelho@fieb.org.br 1 1 SENAI CIMATEC, Instituto SENAI de Inovação em Conformação e União de Materiais, Salvador, Brasil 2 Universidade de São Paulo, Escola de Engenharia de São Carlos, São Carlos, Brasil 3 Helmholtz-Zentrum Geesthacht GmbH, Institute of Materials Research, Geesthacht, Germany Resumo: A utilização do alumínio como substituto do aço em diversas aplicações industriais é justificada pelas atrativas propriedades de relativo baixo peso e boa resistência à corrosão. Porém sua utilização é comprometida pelas dificuldades associadas a sua soldagem nos processos convencionais a arco elétrico. Nesse contexto, a soldagem por atrito e mistura mecânica (friction stir welding FSW), técnica de união no estado sólido, ganha destaque por obter juntas de alta qualidade e com baixa distorção para estes materiais. Nesse trabalho, chapas de 6 mm de espessura da liga de alumínio AA5083-H111, foram soldadas pelo processo de FSW. Análises de defeitos e descontinuidades são apresentadas juntamente com as características microestruturais das regiões de soldagem e associadas às propriedades mecânicas de tração e perfil de microdureza. Além disso, estudos de tensões residuais obtidas por difração de raios-x são apresentadas e relacionadas com as características da solda. Os resultados mostraram que o agito mecânico nesta liga não prejudica as suas propriedades mecânicas de modo substancial sendo a zona termicamente afetada o local menos resistente e preferencial para fratura. As tensões residuais trativas foram máximas na extremidade do ombro da ferramenta situada no lado de avanço. Palavras-chave: FSW, alumínio, tensões residuais, propriedades mecânicas, microestrutura 1. INTRODUÇÃO Nos últimos anos tem se intensificado a busca por estruturas mais leves e de melhor desempenho mecânico sem perder o foco na redução de custos. Essa tendência é voltada para o desenvolvimento de materiais e os processos de fabricação e, em especial a união de materiais, que vem superando diversos obstáculos. Nesse contexto, um dos desenvolvimentos mais significativos dos últimos anos foi a criação da técnica de soldagem no estado sólido Friction Stir Welding FSW (Soldagem por atrito e mistura mecânica). (Lohwasser; Chen, 2010) Desenvolvida pelo TWI em 1993, a técnica se baseia no atrito causado pela rotação de um pino não consumível e a peça de modo que o calor gerado permite o coalescimento do material permitindo a mistura mecânica das superfícies a serem unidas. O calor gerado não ultrapassa o ponto de fusão do material, pois o atrito é reduzido com o seu amolecimento, de modo que a técnica, como foi concebida, é alto extinguível. O FSW é um processo recente, que possui um campo de estudos muito grande pela frente principalmente devido aos novos desenvolvimentos, como evoluções no ferramental envolvido, por exemplo, o bobbin tool, e também no surgimento de técnicas criadas a partir dela, como o Friction Stir Spot Welding (FSSW) e o Friction Riveting (Fricriveting). (Amancio-Filho et al., 2011; Dethlefs et al., 2014) As ligas de alumínio são os materiais de maior aplicação para o FSW, principalmente por conta do seu baixo ponto de fusão, o que o torna bastante adequado no que tange ao desgaste das ferramentas, que será mais baixo. Além disso, o FSW não só permitiu a união de materiais antes considerados não soldáveis, entre eles as ligas de alumínio das famílias 2xxx e 7xxx, como permite a união de diversos materiais, inclusive dissimilares, sem os problemas associados à solidificação dos processos de soldagem por fusão, por exemplo, as distorções e tensões residuais, principalmente em grandes comprimentos. (Liu et al., 2012; Verástegui, 2012) A família 5xxx é bastante utilizada por conta das suas ótimas propriedades de resistência a corrosão, aliada a boa combinação de resistência mecânica e ductilidade e também por conta da sua relativa boa soldabilidade a processos a fusão. Ela pode ser encontrada principalmente em embarcações, mas também em trens, tanques criogênicos, automóveis, utensílios domésticos entre outros. (ASM, 2002; Mishra; Mahoney, 2005) A caracterização e o entendimento do desempenho das suas juntas soldadas é imprescindível para a posterior implementação da técnica num sistema produtivo. No intuito de enriquecer a base de informações da aplicação do FSW no alumínio, em especial, a família 5xxx, este trabalho se propõe a avaliar o desempenho de uma junta da liga 5083- H111 soldada por FSW através de ensaios mecânicos e investigar impacto da técnica na microestrutura através da microscopia. Adicionalmente, é apresentado uma análise do perfil de tensões residuais.
2. PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS Para a realização deste estudo as seguintes etapas foram realizadas: Obtenção das chapas da liga AA 5083-H111; Execução do processo FSW para obtenção da junta soldada; Corte dos corpos de prova via eletroerosão a fio; Execução dos ensaios de tração e microdureza; Análise da microestrutura e da superfície fraturada em microscópios óptico e eletrônico de varredura; Uso de raios-x para obtenção de perfil de tensões residuais. 2.1. Material e Processo de Soldagem A junta soldada estudada neste trabalho foi produzida no Helmholtz-Zentrum Geesthacht. As chapas são da liga AA 5083-H111, com composição indicada na Tab. (1). A união delas por FSW utilizou os parâmetros de soldagem indicados na Tab. (2). As chapas possuem 6 mm de espessura e a junta soldada ficou com o aspecto e dimensões indicados na Fig. (1). A divisão das regiões para cada ensaio seguiu as indicações da norma AWS D.13. Tabela 1. Composição química dos principais elementos da liga AA 5083, em % de peso. (ASM, 1992) Al Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Outros (mín.) 94,4 0,4 0,1 4,0 0,05 0,4 0,1 0,25 0,15 0,15 (máx.) 92,7 0,7 0,4 4,9 0,25 Rotação na perfuração (RPM) Tabela 2. Parâmetros de soldagem da junta estudada. Rotação no processo (RPM) Velocidade de avanço (mm/min) Força na perfuração (kn) Força no processo Ângulo de Inclinação (º) FSW 1000 800 300 8,5 7,5 1 2.2. Ensaios Mecânicos e Microscopia Figura 1. Junta soldada e suas dimensões. Para determinação das propriedades mecânicas foram realizados ensaios de tração e microdureza. A máquina de tração utilizada é da marca EMIC, modelo DL3000. Realizou-se ensaios em corpos de prova com solda e sem para fins de comparação, com velocidade das garras de 5 mm/min. O microdurômetro é da marca Shimadzu, modelo HMV-2T E. O espaçamento entre as medições foi de 1 mm e a força na endentação foi de 1,961 N (HV0,2). Para análise da microestrutura e da superfície fraturada foi utilizado o microscópio eletrônico de varredura da marca Jeol, modelo JSM-6510 LV. Para obtenção das regiões de soldagem utilizou-se o microscópio óptico Zeiss Scope A1, equipado com câmera Zeiss Axiocam ERc5s. A preparação das amostras seguiu os procedimentos padrões de metalografia com lixamento (granulometrias 220, 320, 400, 600, 800, 1000), polimento (com alumina 1 µm e 0,3 µm) e ataques químicos da tab. (3):
Tabela 3. Ataques químicos utilizados para revelar a microestrutura. (ASM, 2004; Cerri; Evangelista, 1999) Ataque Composição/Tempo Objetivo Reagente de Keller (7m) Keller (4M) 2.3. Tensões Residuais 2 ml HF + 3 ml HCl + 5 ml HNO 3 + 190 ml H 2 O/ 3 min. 10 ml HF + 15 ml HCl + 25 ml HNO 3 + 50 ml H 2 O/ 1 min. Contraste dos precipitados e dos contornos de grão. Revelar tamanho de grão, direção de laminação, regiões de soldagem. As tensões residuais foram analisadas na Escola de Engenharia de São Carlos (USP), através do método de sen 2 ψ usando a difração de raios-x no difratômetro da marca PANalytical, modelo MRD-XL. Foi utilizada radiação de Co-Kα e o reflexo (311) do alumínio foi analisado. As tensões residuais foram determinadas na direção longitudinal de soldagem usando um intervalo de 0 a 0.9 e passo de 0.15 em sen 2 ψ. O perfil de tensões foi analisado no topo da junta soldada e orientado perpendicularmente ao cordão de solda, cobrindo uma região de -80 a +80 mm com relação ao centro do cordão. 3. RESULTADOS E DISCUSSÃO A análise inicial, feita por inspeção visual, buscou encontrar defeitos superficiais que pudessem influenciar nos resultados dos ensaios mecânicos posteriores. A junta obtida se mostrou livre de vazios com abertura na superfície assim como mostrou um bom acabamento superficial do cordão sem presença de rebarba em níveis relevantes, mesmo no início do processo, como representado na Fig. (2). Além disso, ela também apresentou penetração total, e não mostrou sinais de distorção, o que indica que não só os parâmetros utilizados estão adequados como também a fixação foi feita com sucesso. Figura 2. Acabamento superficial do cordão de solda. Para fins de comparação, primeiramente investigou-se a microestrutura da chapa, como recebida, ou seja, do metal de base. A liga 5083 é composta basicamente de precipitados Al 3 Mg 2, Al 6 (Fe,Mn) e Mg 2 Si distribuídos por toda a matriz de alumínio (Birol; Kasman, 2013). Os precipitados intermetálicos Al-Mg são menores, predominantes e se mostram formando fileiras no sentido de laminação por todo material, no plano da seção transversal, e se concentrando nos contornos de grão, tornando-os mais escuros, como pode observado na Fig. (3a). Na Fig. (3b), pode-se observar também o tamanho e forma dos grãos, que são levemente achatados, devido à baixa taxa de encruamento do tratamento H111 (Choi et al., 2013; Huang; Lui; Chen, 2011; Peel et al., 2003).
Figura 3. Microscopia óptica da microestrutura do metal de base: (a) ataque Keller 7m revelando precipitados e contorno de grão; (b) ataque Keller 4M revelando tamanho e formado dos grãos. Após ataque para revelar os grãos pode-se observar o perfil de solda na sua seção transversal, para identificação das regiões de soldagem. Ela está representada na Fig. (4). Figura 4. Seção transversal da solda. As regiões de soldagem, com exceção da zona termicamente afetada (ZTA), podem ser muito bem observadas devido à variação do tamanho do grão que é típica do FSW. A zona de mistura (ZM) é a região central equivalente ao espaço percorrido pelo pino durante a soldagem, nessa região o material sofreu uma deformação plástica severa que aliado ao aumento de temperatura é suficiente para ocorrer recristalização dinâmica, implicando numa microestrutura extremamente refinada, que possui propriedades mecânicas superiores ao do metal base, se considerar o material na condição normalizada. Neste caso, em que há um leve encruamento (H111), é esperado um nível similar de dureza com o metal base. A zona termomecânicamente afetada (ZTMA) é bastante estreita e adjacente a ZM, tendo como principal diferença para esta a não ocorrência de recristalização, por conta da insuficiência de deformação plástica e temperatura para tal. No entanto, os grãos foram deformados e, portanto, apresentam formato mais achatado e com direções diferentes da horizontal, do metal de base. O processo FSW é tipicamente assimétrico, por conta do sentido de rotação da ferramenta, sendo chamado o lado em que o avanço da ferramenta é o mesmo do sentido da tangente na rotação de lado de avanço (LA), e o lado oposto de lado de retrocesso (LR). Porém neste caso, a geometria do pino e os parâmetros adotados resultaram em uma assimetria bastante sutil. A ZM possui seu formato de vórtex, com presença dos ônion rings, e uma tendência de turbulência no lado LA, o que acarreta em maior probabilidade de poros caso o fluxo de material não seja suficientemente forte. A ZTMA pode ser observada nitidamente no LA, indicado na Fig. (5), justamente por conta da diferença de velocidade entre os materiais adjacentes, formando uma linha bem definida na fronteira, diferentemente do LR em que o fluxo de material se opõe ao do avanço da ferramenta tornando a mistura mecânica mais suave e, assim, resultando numa transformação de microestrutura menos brusca e mais homogênea.
Figura 5. Transição entre zonas de soldagem obtida por composição de imagens por elétrons secundários (superior) e elétrons retroespalhados (inferior) no MEV. A ZTA pode ser detectada pela observação da microestrutura sob o ataque Keller 7m, no qual os precipitados são contrastados e é possível observar a sua concentração nos contornos de grão aumentando quanto mais se afasta do cordão. A Fig. (6) mostra justamente a arrumação destes precipitados de Al 3 Mg 2 totalmente dispersos por conta do aumento de temperatura, na linha externa do ombro, ou da face do cordão, e a sua progressiva reorganização com o afastamento de 2 mm. As imagens mostram que a temperatura até 4 mm além do limite do ombro é suficiente para que haja alteração da microestrutura, neste caso, o que é perceptível é a aglomeração dos precipitados de Al 3 Mg 2 no contorno de grão. Sendo assim, a zona termicamente afetada fica com seu limite aproximadamente como indicado na Fig. (6a). Pode-se observar que a microestrutura a 5 mm na Fig. (6d) já é idêntica a Fig. (3a), ou seja, o metal de base. Figura 6. Identificação do limite da ZTA: (a) localização das imagens; (b), (c) e (d) a 1, 3 e 5 mm a direita do limite do ombro, respectivamente.
Com relação às propriedades mecânicas, primeiramente foi analisado o perfil de microdureza que complementa a avaliação das regiões de soldagem. Foram realizado três linhas de varredura, uma superior próximo à face do cordão, uma central e uma inferior, próxima a raiz da solda. O resultado pode ser observado na Fig. (7) e mostra, conforme literatura, um variação bem pequena do comportamento ao longo da linha. Na região afetada pelo processo, percebe-se uma leve redução da dureza, que é justificada pela perda do pequeno encruamento sofrido pela liga, porém numa região dentro do ZM observa-se também um leve aumento de dureza que ocorre por conta do extremo refinamento de grãos, que nesse ponto foi suficiente para compensar pela perda do encruamento. Em ligas normalizadas é comum a região ZM ser mais dura que o metal base, já em ligas com maior grau de encruamento, é uma constante a queda mais brusca de dureza nessa região. Os resultados estão condizentes com a literatura (Birol; Kasman, 2013; Leal; Loureiro, 2006; Mishra; Mahoney, 2005). Figura 7. Perfis de microdureza Vickers perpendiculares ao cordão de solda. Os ensaios de tração foram realizados em amostras com e sem solda com fins de comparação e avaliação do impacto do processo no material. A literatura indica que para esta liga, tanto o limite de escoamento (T 0.2% ), quanto a resistência a tração (T máx ) são reduzidas, visto que há uma tendência de perda do encruamento na zona termicamente afetada. Com relação à deformação máxima (D máx ), apesar de ser reportada uma maior tenacidade da ZM, os valores obtidos pela literatura indicam para os ensaios de tração também uma redução, visto que as propriedades medidas referem-se à zona mais fraca do corpo de prova. Os valores desses três parâmetros e o módulo de elasticidade (E) estão representados na Tab. (4). As curvas de tensão x deformação estão representadas na Fig. (8). Os valores medidos para o metal base tiveram um desvio padrão alto e divergiram dos valores encontrados em literatura, sendo inferiores aos do corpo de prova soldado. (Birol; Kasman, 2013; Gabor; Dos Santos, 2013) Portanto para o cálculo da eficiência de solda (Es) foi levado em consideração os valores para o metal de base de outras referências para o mesmo material, AA5083-H111, indicados na Tab. (5). Os valores ficaram entre 84,3 e 89,0%. Tabela 4. Propriedades mecânicas obtidos em ensaios de tração Amostra T 0,2% (MPa) T máx (MPa) D máx (%) E (GPa) AA 5083 H111 (M. Base) 113,3 ± 30,6 236,5 ± 36,9 20,5 ± 0,6 83,3 ± 27,3 AA 5083 H111 (FSW) 142,5 ± 7,1 274,2 ± 0,4 21,1 ± 0,5 69,2 ± 1,2 Autor T. Máx. (MPa) D máx (%) Es (%) (Birol; Kasman, 2013) M. Base 325 17,6 FSW 278-315 7,9 a 14,4 84,3 (Gabor; Dos Santos, 2013) M. Base 328,1 - FSW 259,2-83,6 (Palanivel et al., 2012) M.Base 308 23 89,0
Tíensão (MPa) 300,00 280,00 260,00 240,00 220,00 200,00 180,00 160,00 140,00 120,00 100,00 80,00 60,00 40,00 20,00 0,00 0,00 5,00 10,00 15,00 20,00 25,00 Deformação (%) Metal base 6.1 Metal base 6.2 Metal base 6.3 Cp com solda 7.3 Cp com solda 7.4 Figura 8. Curvas de Tensão x Deformação dos materiais. A zona de fratura normalmente ocorre ou na ZTA ou no material base. Os centros da solda estão indicados na Fig. (9). Os experimentos corroboraram essa informação com a exceção de uma amostra que rompeu na ZM, e não foi considerada por estar mais próxima do início do processo, o qual está sujeito a uma maior instabilidade e, portanto, não sendo representativa para a técnica. Através da observação a olho nu da zona de fratura, das micrografias da seção transversal e de análise da superfície fratura no MEV, pode-se confirmar a natureza dúctil das fraturas, que foram similares em todas as amostras válidas. A presença de dimples por toda superfície e uma inclinação típica de fratura em alumínio pode ser observada na Fig. (10). Figura 9. Locais da Fratura.
Figura 10. Imagem combinada (SEI na esquerda e BES na direita) no MEV das Superfícies fraturadas: (a) Fratura dúctil a 27X; (b), (c) e (d) Dimples a 200X, 500X e 1000X, respectivamente. A Fig. (11) mostra a distribuição das tensões longitudinais de soldagem em torno da zona de mistura para o topo da junta soldada. As análises revelaram que a distribuição das tensões longitudinais reflete a assimetria do processo de soldagem FSW. A tensão residual longitudinal é sempre de natureza trativa no interior da zona de mistura e atinge seu valor máximo de + 70 MPa na extremidade do ombro da ferramenta no lado de avanço. Na outra extremidade da ferramenta situada no lado de retrocesso, o valor da tensão residual é menor e da ordem de + 45 MPa. A tensão residual no centro da zona de mistura é intermediária entre os valores encontrados nas extremidades do ombro da ferramenta, atingindo o valor de + 50 MPa. Afastando-se das extremidades da zona de mistura em direção às ZTAs, as tensões residuais trativas diminuem e tensões compressivas surgem a partir de cerca de 20 mm de distância com relação ao centro do cordão de solda. As tensões de compressão atingem um máximo de 20 MPa a aproximadamente 30 mm do centro da zona de mistura e decrescem com o afastamento do cordão de solda. Em regiões do metal de base mais afastadas, tensões trativas da ordem de + 20 MPa reaparecem. O perfil transversal das tensões longitudinais reflete o processo de geração de calor na soldagem FSW. A principal fonte de calor do processo é o atrito do ombro da ferramenta com a superfície da junta soldada. Assim, as maiores temperaturas são alcançadas junto à periferia do ombro no lado de avanço. Nesta região a velocidade tangencial da ferramenta é máxima e se soma à velocidade de avanço da soldagem, causando as maiores velocidades de deformação do material e as maiores taxas de geração de calor durante a soldagem. Sendo assim, o resfriamento do lado de avanço ocorre após o do lado de retrocesso da ferramenta, provocando um máximo de tensão trativa na região de avanço e uma diminuição das tensões trativas no lado de retrocesso.
Tensão Residual Longitudinal [MPa] 80 60 40 20 0-20 Retrocesso -40-100 -80-60 -40-20 0 20 40 60 80 100 ZM Avanço Distância do Centro da Zona de Mistura [mm] Figura 11. Distribuição das tensões residuais longitudinais no topo da junta soldada. 4. CONSIDERAÇÕES FINAIS E TRABALHOS FUTUROS A microestrutura da Liga AA 5083-H111 é alterada significativamente pela técnica FSW na região de passagem da ferramenta apesar de a ZM, com a recristalização dinâmica, e o TMAZ não mostrarem uma alteração no perfil de microdureza. Isso pode ser explicado pela baixa taxa de encruamento da condição H111, que é compensada pelo refino de grão. Já na ZTA o aumento da temperatura dissolve os precipitados de Al 3 Mg 2 alocados nos contornos de grão e torna os grãos mais equiaxiais, de modo que essa região menos resistente é o local preferencial das fraturas, apesar de ser sutil o suficiente para que ocorra não só nela, mas também no metal de base em algumas ocasiões. Os resultados do ensaio de tração para o metal de base sugere a necessidade de refazê-lo por conta do alto desvio padrão e da não conformidade com a literatura. Outro aspecto do trabalho que merece atenção é a fratura ocorrida na ZM em um dos corpos de prova, e que foi descartado neste trabalho. A região onde esta amostra foi cortada era mais próxima à extremidade de início do processo e por meio de análises micrográficas foram encontrados alguns pequenos poros na ZM concentrados no lado de avanço (LA), justamente no local da fratura (Chen; Pasang; Qi, 2008). Essa região é conhecida por ser propensa a formação de poros e, além disso, também já se sabe que o processo mecânico de agito leva um determinado tempo para se estabilizar. Estes fatos sugerem a necessidade de estudo da estabilização do processo e de avaliação do comprimento de instabilidade e seus impactos no material, concernindo principalmente casos em que este comprimento seja impactante na aplicação. As tensões residuais longitudinais de soldagem são trativas no interior da ZM e compressão ocorre em regiões do metal de base próximas às ZTAs. A distribuição das tensões é assimétrica com relação ao centro da zona de mistura, ocorrendo um máximo de tração da ordem de 60% do limite de escoamento da liga na periferia do ombro da ferramenta junto ao lado de avanço. 5. AGRADECIMENTOS Agradeço ao HZG pela disponibilização das chapas e execução do processo de soldagem e à EESC-USP pela execução da análise de tensões residuais. 6. REFERÊNCIAS Amancio-Filho, S. T.,Bueno, C.,Dos Santos, J. F.,Huber, N.,Hage, E.,2011, On the feasibility of friction spot joining in magnesium/fiber-reinforced polymer composite hybrid structures,materials Science and Engineering: A, v. 528, n. 10-11, p. 3841 3848, ASM, 1992, ASM handbook: Properties and Selection: Nonferrous Alloys and Special-Purpose Materials,EUA: Vol. 02, p. 3470. ASM, 2002, ASM Handbook: Materials Characterization, EUA: Vol. 10, p. 1310. ASM, 2004, ASM Handbook: Metallography and Microstructures, EUA: Vol. 9, p. 2733. Birol, Y.,Kasman, S.,2013, Effect of welding parameters on FSW EN AW 5083 H111 plates,materials Science and Technology, v. 29, p. 1354 1362,
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