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UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS
CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS
AVALIAÇÃO DA RESISTÊNCIA À CORROSÃO DA LIGA 2024-T351
SOLDADA POR FSW – FRICTION STIR WELDING
Thaís de Paula Busquim
São Carlos
2007
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UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS
CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS
AVALIAÇÃO DA RESISTÊNCIA À CORROSÃO DA LIGA 2024-T351
SOLDADA POR FSW – FRICTION STIR WELDING
Thaís de Paula Busquim
Dissertação apresentada ao
Programa de Pós-Graduação em Ciência
e Engenharia de Materiais como requisito
parcial à obtenção do título de MESTRE
EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
Orientador: Dr. Sebastião Elias Kuri
Agência Financiadora: CNPq
São Carlos
2007
Ficha catalográfica elaborada pelo DePT da
Biblioteca Comunitária da UFSCar
B979ar
Busquim, Thaís de Paula.
Avaliação da resistência à corrosão da liga 2024-T351
soldada por FSW – Friction Stir Welding / Thaís de Paula
Busquim. -- São Carlos : UFSCar, 2008.
80 f.
Dissertação (Mestrado) -- Universidade Federal de São
Carlos, 2007.
1. Corrosão. 2. Liga de alumínio. 3. FSW - (Friction Stir
Welding). 4. Microestrutura. 5. Resistência à corrosão. I.
Título.
CDD: 620.11223 (20
a
)
MEMBROSDA BANCAEXAMINADORADA DISSERTAÇÃODEMESTRADO DE
, THAls DE PAULABUSQUIM
APRESENTADA AO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS, DA UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO
CARLOS, EM 14 DE SETEMBRO DE 2007.
PR
BANCA EXAMINADORA:
ELSON GUEDES ~ÂNTARA
DEMa-UFSCAR
PROF. j ~ECIDA MARIANO
USF-IT ATIBA
- --, ---
DEDICATÓRIA
Aos meus pais Solange Maria de Paula Busquim e Edson Antonio
Busquim, pelo apoio, incentivo e pelo amor incondicional.
VITAE DO CANDIDATO
Bacharel em Química pela UFSCar (2005).
i
MEMBROS DA BANCA EXAMINADORA DA DISSERTAÇÃO DE MESTRADO DE
THAÍS DE PAULA BUSQUIM
APRESENTADA AO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS, DA UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO
CARLOS, EM 14 DE SETEMBRO DE 2007.
BANCA EXAMINADORA:
PROF. DR. SEBASTIÃO ELIAS KURI
ORIENTADOR
DEMa-UFSCAR
PROF. DR. NELSON GUEDES DE ALCÂNTARA
DEMa-UFSCAR
PROF. DRA. NEIDE APARECIDA MARIANO
USF-ITATIBA
ii
iii
AGRADECIMENTOS
A Deus por ter permitido que este trabalho fosse realizado.
Ao Prof. Dr. Sebastião Elias Kuri pela orientação, contribuição, amizade e
confiança durante a execução deste trabalho.
Ao Prof. Dr. Wolfgang Dietzel e Dr. Jorge Fernandes dos Santos pela
oportunidade e orientação durante minha estada na Alemanha.
Aos Profs. Drs. Nelson Guedes de Alcântara e Tomaz Toshimi Ishikawa pelas
contribuições no exame de qualificação.
Ao Prof. Dr. Oscar Balancin por possibilitar o uso de microscopia ótica.
Aos mestres Carlos Alberto Della Rovere, Fabrício Simão dos Santos e José
Mario de Aquino pela força, amizade e contribuições técnico-científicas na
realização dos ensaios.
Ao Dr. José Eduardo May, por ter-me ensinado não só as técnicas
eletroquímicas como também valores éticos, obrigada pela amizade.
Ao grande amigo Gustavo Pinheiro, pela amizade, pelos momentos
inesquecíveis que vivemos na Alemanha e por ter trazido as juntas soldadas.
Aos meus grandes amigos Anna Carolina Perssonelli Serra, Manoela dos
Santos Sanches e Lawrence Henrique Ferrari Olivo pela amizade,
companheirismo e das noites conversando.
A todas as pessoas do DEMa, que direta ou indiretamente contribuíram para a
realização deste trabalho.
A GKSS-FORSCHUNGSZENTRUM, pelo estágio de 6 meses e por ceder as
juntas soldadas de alumínio.
Ao PPG-CEM pelo suporte durante os dois anos.
Ao DEMa pela infraestrutura.
Aos técnicos Alemão, Rover, Beto, Marcos, pela enorme ajuda e paciência.
Ao CNPq, pela concessão da bolsa de mestrado.
iv
v
RESUMO
A resistência à corrosão de ligas de alumínio pode ser degradada devido
à precipitação de intermetálicos quando submetidas a tratamentos térmicos
para elevar a resistência mecânica. Este trabalho investiga a resistência à
corrosão da liga de alumínio 2024-T351 e também da junta soldada por FSW.
Foram feitos análise microestrutural e microdureza. Foram realizados ensaios
de corrosão intergranular segundo a norma ASTM G110-97, corrosão por
esfoliação de acordo com a norma ASTM G34-01 e também ensaio de
corrosão sob tensão em solução de NaCl 3,5% com taxa de deformação de 10
-
6
e 10
-7
s
-1
, segundo a norma ASTM G129-00. O comportamento anódico foi
avaliado por testes potenciodinâmicos em solução de NaCl 3,5%. Os
precipitados intermetálicos não foram observados por microscopias ótica e
eletrônica. Nos ensaios de corrosão intergranular e esfoliação foi observado
que a junta soldada sofreu corrosão mais acentuada do que o metal base. A
junta soldada foi suscetível a corrosão sob tensão, somente em ensaios
realizados com taxa de deformação baixa, de 10
-7
s
-1
. O metal base e a junta
ensaiada ao ar e em NaCl 3,5% com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
apresentaram comportamento dútil, enquanto a junta com taxa de deformação
10
-7
s
-1
, apresentou comportamento frágil. Nos ensaios de polarização em meio
de cloretos a liga 2024-T351 não foi observado patamar de passivação o que
dificultou a determinação do potencial de pite. As curvas de polarização
mostraram que a junta soldada possui densidade de corrente menor e maiores
potenciais do que o metal base. Em baixos potenciais os pites foram formados
preferencialmente nos contornos dos grãos.
vi
vii
EVALUATION OF CORROSION RESISTANCE OF ALUMINUM ALLOY 2024-
T351 WELDED BY FSW-FRICTION STIR WELDING
ABSTRACT
The corrosion resistance of aluminum alloy can be impaired due to
intermetallic precipitation during thermal treatment to improve mechanical
properties. This work investigates the corrosion resistance of aluminum alloy
2024-T351 and the joint welded by FSW. Microstructural analysis and
microhardness tests were made. Intergranular corrosion tests according to
ASTM G110-97, exfoliation corrosion tests according to ASTM G 34-01 and
stress corrosion cracking in 3.5% NaCl according to ASTM G 129-00, were
carried out. Anodic behavior was evaluated by potentiodynamic polarization
measurements in 3.5% NaCl solution. It was not detected intermetallic
precipitates by electron and optical microscopy. It was also detected that the
joint was more severe attacked than the base metal by intergranular corrosion
and exfoliation tests. The welded joint was susceptible to stress corrosion
cracking in tests carried out with low nominal strain rate of 10
-7
s
-1
.
Base metal
and the joint in tests carried out in air and in 3.5% NaCl at strain rate of 10
-6
s
-1
showed ductile behavior, while the joint with strain rate of 10
-7
s
-1
showed fragile
behavior. The polarization test in chloride medium of aluminum alloys didn’t
show passive breakdown what make difficult to determinate the pitting potential.
Polarization curves indicated that the welded joint had lower current density and
higher potential than the base metal. In lower potentials pitting was formed
majoritary at grain boundaries.
viii
ix
PUBLICAÇÕES
- BUSQUIM T. P.; KURI S. E. Caracterização microestrutural e resistência à
corrosão de juntas soldadas de ligas de alumínio. In: 17º CBECIMat -
CONGRESSO BRASILEIRO DE ENGENHARIA E CIÊNCIA DOS
MATERIAIS. Anais. Foz do Iguaçu – PR. Novembro de 2006.
x
xi
SUMÁRIO
Pag.
BANCA EXAMINADORA ..................................................................................... i
AGRADECIMENTOS ..........................................................................................iii
RESUMO ............................................................................................................ v
ABSTRACT........................................................................................................vii
PUBLICAÇÕES...................................................................................................ix
SUMÁRIO ...........................................................................................................xi
ÍNDICE DE TABELAS....................................................................................... xiii
ÍNDICE DE FIGURAS ........................................................................................xv
1 INTRODUÇÃO................................................................................................ 1
2 REVISÃO DA LITERATURA........................................................................... 3
2.1 Friction Stir Welding...................................................................................3
2.2 A liga 2024-T351........................................................................................7
2.3 Tratamento Térmico de Endurecimento por Precipitação – T351..............8
2.4 Corrosão de Ligas de Alumínio................................................................11
2.4.1 Corrosão Intergranular de Ligas de Alumínio........................................ 11
2.4.2 Corrosão por Esfoliação de Ligas de Alumínio......................................15
2.4.3 Corrosão sob Tensão de Ligas de Alumínio.......................................... 16
2.4.4 Corrosão por Pites de Ligas de Alumínio .............................................. 23
3 MATERIAL E MÉTODOS ............................................................................. 27
3.1 Material ....................................................................................................27
3.2 Análise estrutural .....................................................................................27
3.2.1 Microscopia Ótica (MO)...........................................................................27
3.3 Microdureza .............................................................................................28
3.4 Corrosão Intergranular.............................................................................28
3.5 Corrosão por Esfoliação...........................................................................29
3.6 Corrosão sob tensão................................................................................30
3.7 Polarização Anódica Potenciodinâmica ...................................................32
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES.................................................................. 35
4.1 Análise estrutural .....................................................................................35
4.1.2 Microscopia ótica ....................................................................................35
xii
4.2 Microdureza..............................................................................................37
4.3 Corrosão Intergranular .............................................................................38
4.4 Corrosão por Esfoliação ...........................................................................42
4.5 Corrosão sob Tensão ...............................................................................48
4.5.1 Metal Base (ao ar e taxa de deformação de 10
-6
s
-1
).............................48
4.5.2 Junta Soldada (ao ar e taxa de deformação de 10
-6
s
-1
)........................51
4.5.3 Junta Soldada (em NaCl 3,5% e taxa de deformação de 10
-6
s
-1
).........54
4.5.4 Junta Soldada (em NaCl 3,5% e taxa de deformação de 10
-7
s
-1
).........57
4.6 Polarização Anódica Potenciodinâmica....................................................62
5 CONCLUSÕES .............................................................................................69
6 SUGESTÕES PARA FUTUROS TRABALHOS ............................................71
7 REFERÊNCIAS BILBLIOGRÁFICAS ............................................................73
xiii
ÍNDICE DE TABELAS
Pág.
Tabela 2.1 Composição química nominal da liga 2024 (% em peso) [23].......... 7
Tabela 3.1 Composição química da liga 2024-T351 (% em peso)................... 27
Tabela 4.1 Taxas de deformação (s
-1
), alongamento (mm), deformação (%),
tempo de ensaio (h) e limite de resistência à tração (MPa), após o ensaio de
corrosão sob tensão nos diferentes meios....................................................... 62
xiv
xv
ÍNDICE DE FIGURAS
Pág.
Figura 2.1 Sistema robotizado de Friction Stir Welding. [Cortesia GKSS-
FORSCHUNGSZENTRUM] ............................................................................... 3
Figura 2.2 Princípios básicos do processo de soldagem FSW [13]. .................. 4
Figura 2.3 Esquema da microestrutura resultante do processo FSW [15]. ........ 5
Figura 2.4 Diagrama de fase Al-Cu, mostrando as zonas GP metaestáveis, θ'' e
θ' [24]. ................................................................................................................ 8
Figura 2.5 (a) Linha solvus metaestável esquemática para o sistema Al-Cu. b)
Curva TTT para o mesmo sistema Al-Cu [24].................................................. 10
Figura 2.6 Representação esquemática da microestrutura da liga Al-4%Cu
envelhecida [32]............................................................................................... 12
Figura 2.7 Corrosão intensa por esfoliação de uma liga de alumínio [43]........ 15
Figura 2.8 Representação esquemática da propagação da trinca pelo modelo
de ruptura do filme. (a) Taxa de ruptura do filme maior do que taxa de
repassivação. (b) Rompimento do filme pelo surgimento de planos de
escorregamento [50]. ....................................................................................... 19
Figura 2.9 (a) Ação máxima da deformação na ponta da trinca. (b) A trinca
ocorre paralela à deformação aplicada. Deformação mínima é aplicada na
ponta da trinca [51]. ......................................................................................... 20
Figura 2.10 Curvas tensão–deformação de soldas dissimilares por FSW das
ligas 7075 e 6056 testadas ao ar e em solução de NaCl 3,5%, com taxa de
deformação nominal de 10
-6
s
-1
[53]................................................................. 21
Figura 2.11 Curvas tensão–deformação de duas soldas dissimilares por FSW
testadas em solução de NaCl 3,5%, com taxas de deformação nominal de 10
-6
s
-1
e 10
-7
s
-1
[53]. .............................................................................................. 22
Figura 2.12 Corrosão por pites e esfoliação em função do tempo de exposição
para a liga 2024-T351[56]. ............................................................................... 26
Figura 3.1 Montagem experimental do ensaio de corrosão sob tensão (a) ao ar
e (b) em NaCl 3,5%.......................................................................................... 31
Figura 3.2 Geometria e dimensões das amostras [Cortesia GKSS-
xvi
Forschungszentrum]......................................................................................... 30
Figura 3.3 (a) Cela eletroquímica e (b) Eletrodo de trabalho............................ 32
Figura 3.4 Equipamento utilizado no ensaio eletroquímico de polarização. ..... 33
Figura 4.1 Microestrutura da liga 2024-T351, direção de laminação................ 35
Figura 4.2 (a) Microestrutura da liga 2024-T351, soldada por FSW, corte
transversal. Regiões microestruturais da junta soldada. (b) Metal base. (c)
Lente de soldagem. (d) ZTMA, zona termomecanicamente afetada................ 36
Figura 4.3 Perfil de microdureza Vickers da junta soldada por FSW da liga
2024-T351 em função da distância do centro da solda (lente de soldagem). .. 38
Figura 4.4 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 após ensaio de corrosão
intergranular; (a) face da solda e (b) raiz da solda. .......................................... 39
Figura 4.5 Micrografia ótica da face da solda por FSW da liga 2024-T351 após
ensaio de corrosão intergranular. .....................................................................39
Figura 4.6 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 após ensaio de corrosão
intergranular; (a) seção transversal da junta soldada, (b) corrosão na interface
ZTMA e ZTA (c) raiz da junta na região da lente de soldagem, com ataques
intensos por pites e (d) ataque de corrosão por esfoliação na região do metal
base.................................................................................................................. 40
Figura 4.7 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 após ensaio de corrosão
intergranular; (a) seção transversal da junta soldada, (b) face da solda com
ataque localizado, (c) interface entre o metal base e a junta soldada e (d)
ataque de corrosão intergranular na ZTMA...................................................... 41
Figura 4.8 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 durante o ensaio de
corrosão por esfoliação. ................................................................................... 42
Figura 4.9 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 antes e após ensaio de
corrosão por esfoliação por um período de 96 horas (a). A ruptura da amostra
aconteceu na região da ZTMA (b)....................................................................43
Figura 4.10 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 após ensaio de corrosão
por esfoliação por um período de 48 horas. (a) Face e raiz da solda. (b) Ataque
intenso na face. (c) Raiz da solda com trincas na região da lente de soldagem.
......................................................................................................................... 44
Figura 4.11 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 após ensaio de corrosão
xvii
por esfoliação. (a) Seção transversal da junta. (b) Metal base com corrosão
intergranular e esfoliação intensa, do tipo EC. (c) Raiz da junta na região da
lente de soldagem, com ataques intensos e pites profundos e trincas, tipo P. (d)
Interface entre a ZTMA/lente de soldagem, tipo ED. ....................................... 46
Figura 4.12 Corrosão intergranular e esfoliação do metal base da liga 2024-
T351................................................................................................................. 47
Figura 4.13 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 após ensaio de corrosão
por esfoliação. (a) Seção transversal da junta soldada. (b) Metal base com
esfoliação intensa. (c) Ataque intenso na região da lente de soldagem. ......... 48
Figura 4.14 Corpos de prova do metal base da liga 2024-T351 antes e após o
ensaio de corrosão sob tensão realizada com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
ao
ar...................................................................................................................... 49
Figura 4.15 Curva tensão-deformação do metal base da liga 2024-T351
ensaiada ao ar com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
. ....................................... 50
Figura 4.16 Microestrutura da superfície de fratura do metal base da liga 2024-
T351, composta por dimples, após ensaio de corrosão sob tensão realizada ao
ar, com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
............................................................ 51
Figura 4.17 Curva tensão-deformação do metal base e da junta soldada por
FSW da liga 2024-T351 ensaiada com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
, ao ar. 52
Figura 4.18 Superfície de fratura da junta soldada da liga 2024-T351, após
ensaio de corrosão sob tensão, com taxa de deformação 10
-6
s
-1
, ao ar......... 53
Figura 4.19 Microestrutura da superfície de fratura da junta soldada da liga
2024-T351, mostrando dimples, após ensaio de corrosão sob tensão, ao ar
com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
................................................................. 53
Figura 4.20 Micrografia ótica da junta soldada da liga 2024-T351 testada ao ar
com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
, mostrando que a ruptura ocorreu na
ZTMA, no lado de retrocesso da solda. Seção transversal.............................. 54
Figura 4.21 Curva tensão-deformação da junta soldada por FSW da liga 2024-
T351 ensaiada ao ar e em solução de NaCl 3,5% com taxa de deformação de
10
-6
s
-1
. ............................................................................................................. 55
Figura 4.22 Superfície de fratura da junta soldada da liga 2024-T351, após
ensaio de corrosão sob tensão, em solução de NaCl 3,5% e com taxa de
xviii
deformação de10
-6
s
-1
....................................................................................... 56
Figura 4.23 Microestrutura da superfície de fratura da junta soldada da liga
2024-T351, mostrando dimples, após ensaio de corrosão sob tensão em
solução de NaCl 3,5%, e taxa de deformação de 10
-6
s
-1
................................. 56
Figura 4.24 Micrografia ótica da junta soldada da liga 2024-T351 testada em
solução de NaCl 3,5%, com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
. A ruptura ocorreu
na região da ZTMA, no lado de retrocesso da solda. Seção transversal. ........ 57
Figura 4.25 Mostra o gráfico do comportamento tensão-deformação da junta
soldada por FSW da liga 2024-T351 ensaiada em solução de NaCl 3,5% com
taxa de deformação de 10
-7
s
-1
e do metal base ao ar com taxa de deformação
10
-6
s
-1
. .............................................................................................................58
Figura 4.26 Superfície de fratura da junta soldada da liga 2024-T351, após
ensaio de corrosão sob tensão realizado em solução de NaCl 3,5%, com taxa
de deformação de 10
-7
s
-1
................................................................................. 59
Figura 4.27 (a) superfície de fratura da junta soldada por FSW da liga 2024-
T351 com regiões atacadas pelo meio corrosivo e regiões frágeis. (b) região
atacada pela solução de NaCl 3,5%................................................................. 59
Figura 4.28 Micrografia ótica da junta soldada da liga 2024-T351 testada em
solução de NaCl 3,5%, com taxa de deformação de 10
-7
s
-1
. A fratura ocorreu
na região da ZTMA, no lado de retrocesso da solda. Seção transversal. ........ 60
Figura 4.29 Mostra a curva tensão-deformação do metal base e da junta
soldada por FSW da liga 2024-T351 ensaiada ao ar e em solução de NaCl
3,5% com taxas de deformação de 10
-6
e 10
-7
s
-1
. ........................................... 61
Figura 4.30 Curvas de polarização potenciodinâmica em solução de NaCl 3,5%
para o metal base da liga 2024-T351. Taxa de varredura: 1 mV/s................... 63
Figura 4.31 (a) pites formados no metal base da liga 2024-T351, após teste
potenciodinâmico em NaCl 3,5% até densidade de corrente de 2x10
-4
A/cm
2
.
(b) pites nucleados nos contornos dos grãos. Taxa de varredura: 1 mV/s....... 64
Figura 4.32 Curvas de polarização potenciodinâmica em solução de NaCl 3,5%
para a junta soldada por FSW. Taxa de varredura: 1 mV/s.............................. 65
Figura 4.33 Mostra imagens de pites formados na junta soldada por FSW, após
teste potenciodinâmico em NaCl 3,5%. (a) Pites na região do metal base; (b)
xix
pites na região da lente de soldagem; (c) pites na região da ZTMA. ............... 66
Figura 4.34 Curvas de polarização potenciodinâmica em solução de NaCl 3,5%
para o metal base e para a junta soldada por FSW da liga 2024-T351. Taxa de
varredura: 1 mV/s............................................................................................. 67
xx
1 INTRODUÇÃO
As ligas Al-Cu, conhecidas como ligas da série 2000, são as mais
antigas dentre as ligas de alumínio, descobertas no início do século 20 [1]. São
as principais ligas de alumínio que compõem as aeronaves atualmente,
seguidas pelas ligas da série 6000 (Al-Si-Mg) e 7000 (Al-Zn-Mg-Cu) [2].
As ligas de alumínio são amplamente usadas devido à elevada
resistência à corrosão. A resistência à corrosão das ligas de alumínio é devido
à presença de um filme passivo muito fino, da ordem de nanômetros, composto
por Al
2
O
3(s)
[3]. A adição de elementos de liga como o Cu é feita para melhorar
ainda mais a resistência à corrosão, porém o efeito benéfico desse elemento
somente existe em solução sólida. A adição de cobre ao alumínio pode
provocar a precipitação de intermetálicos que degradam a resistência à
corrosão localizada da liga 2024, no entanto aumentam a dureza do material
[3,4].
Recentemente, o interesse no estudo da resistência à corrosão das ligas
de alumínio tem sido aumentado devido ao grande interesse da indústria
aeroespacial. Estas ligas são utilizadas devido à baixa densidade, elevada
resistência mecânica aliada com alta resistência à corrosão, atualmente há um
aumento do uso dessas ligas pela indústria automotiva [4]. Os tratamentos
térmicos a que são submetidas às ligas podem provocar uma diminuição na
resistência à corrosão [5].
A indústria aeronáutica por ser um dos setores mais exigentes na
qualidade dos materiais utilizados em sua produção, demonstra grande
interesse na investigação de melhores materiais e também de novos processos
de soldagem. A empresa Boeing investiu 15 milhões de dólares na soldagem
por FSW do tanque de combustível do foguete de lançamento Delta [6] e a
EMBRAER está financiando juntamente com outras empresas, desde o início
de 2003, um projeto de pesquisa do TWI (The Welding Institute, Inglaterra),
sobre a soldagem de chapas de alumínio com espessuras menores que 1,3
mm [7].
2
O processo de soldagem FSW vem sendo estudado pela indústria
aeronáutica desde seu desenvolvimento pelo TWI há 15 anos [8]. Atualmente,
está sendo utilizado na fuselagem dos aviões da empresa Eclipse Aviation Co
[9] e também em partes não estruturais do A380 da Airbus, maior avião de
passageiros do mundo, lançado em 2005 [10].
A técnica FSW é muito eficiente na soldagem de ligas até então pouco
soldáveis como as ligas de alumínio e magnésio. Porém pouco se sabe a
respeito da resistência à corrosão das ligas de alumínio soldadas por FSW
[11,12].
Dentro desse contexto, o objetivo principal deste trabalho é avaliar a
resistência à corrosão da liga 2024–T351 soldada por FSW.
3
2 REVISÃO DA LITERATURA
2.1 Friction Stir Welding
Friction stir welding é um processo de soldagem no estado sólido,
desenvolvido pelo Instituto de soldagem Inglês, The Welding Institute (TWI) [8].
FSW é um processo autógeno de contínuo cisalhamento a quente
envolvendo um pino rotor não consumível e mais duro do que o metal base.
Essa técnica produz juntas com baixa deformação bom acabamento superficial
e relativo baixo custo [8].
O processo utiliza uma ferramenta rotativa, constituída por ombro e pino,
onde o pino é introduzido na junta a ser soldada. A fricção entre o material e a
ferramenta promove o aquecimento do sistema a uma temperatura abaixo do
ponto de fusão do metal e o material é deformado plasticamente durante o
processo. A rotação e o deslocamento da ferramenta e do pino na direção
soldagem promovem o transporte de material do lado de avanço da ferramenta
para o lado de retrocesso. Pela pressão exercida pela ferramenta o material é
consolidado [8]. A Figura 2.1 mostra o sistema robotizado de FSW, e a Figura
2.2 apresenta o esquema ilustrativo do processo de soldagem FSW.
Figura 2.1 Sistema robotizado de Friction Stir Welding. [Cortesia GKSS-
FORSCHUNGSZENTRUM]
4
Figura 2.2 Princípios básicos do processo de soldagem FSW [13].
A Figura 2.2 mostra o processo em 4 etapas. A primeira consiste na
disposição das placas a serem soldadas e na ligação e colocação da
ferramenta no local a ser iniciada a soldagem. A segunda etapa consiste na
inserção do pino na junta. A terceira etapa é a movimentação da ferramenta na
direção de soldagem, e a última etapa é a retirada da ferramenta [8].
A junta por FSW é dividida em lado de avanço e retrocesso. O lado de
avanço é o que possui o vetor velocidade do pino com a mesma direção do
movimento de avanço da ferramenta. O lado de retrocesso possui o vetor
velocidade do pino com a direção contrária a do movimento de avanço da
ferramenta.
O material que vem do lado de avanço da ferramenta tem um maior fluxo
e contato com o ombro e o pino. Assim, este material apresenta maior grau de
deformação. Quanto maior a velocidade de avanço da ferramenta, menor o
calor gerado e menor será a ZTA (zona termicamente afetada) [14].
Os principais parâmetros para controlar este processo são: espessura e
material das placas, velocidade de avanço, velocidade de rotação da
ferramenta, pressão aplicada à ferramenta, ângulo entre a ferramenta e as
placas, a geometria e o material da ferramenta, e a geometria da junção.
5
A solda por FSW é dividida em quatro diferentes regiões
microestruturais, como mostra a Figura 2.3.
Largura do ombro
Figura 2.3 Esquema da microestrutura resultante do processo FSW [15].
A = MB (Metal base)
B = ZTA (zona termicamente afetada)
C = ZTMA (zona termo-mecanicamente afetada)
D = NUGGET ou Lente de Soldagem
A região A é a região do metal base, não é afetada pelo processo de
soldagem. A região B, zona termicamente afetada (ZTA), não sofre deformação
causada pela ferramenta. A região C, zona termomecanicamente afetada
(ZTMA) sofre efeitos do ciclo térmico e da deformação mecânica, os quais são
tão mais intensos quanto maior for a proximidade do centro da solda. A região
D, (nugget ou lente de soldagem) é o centro da solda, devido às temperaturas
elevadas nessa região os grãos são dinamicamente recristalizados [16].
Na região A é observada a presença de grãos que possuem formas e
tamanho que derivam do processo de fabricação (extrusão, forjamento,
laminação, etc.) dessas chapas. Esta região não sofre ação dos mecanismos
de deformação plástica ou do ciclo térmico promovido pela ferramenta [16,17].
A lente de soldagem D está diretamente associada com a passagem do
pino em que o material é altamente deformado plasticamente ou agitado pela
rotação do pino. Essa região pode também ser descrita como zona de
recristalização. A microestrutura consiste de grãos finos e equiaxiais de 2 a 5
µm [16]. A lente de soldagem tem o mesmo diâmetro do pino [12].
A ZTMA, C, corresponde aproximadamente à borda do pino rotor e não
sofre recristalização porque a temperatura proveniente do processo de
6
soldagem não é alta suficiente nem a deformação imposta é tão intensa para
provocar esse fenômeno. É a região onde a combinação de tensão e
temperatura é suficiente para promover a deformação plástica do material e
dissolução dos precipitados o que reduz a dureza nessa região [12,16].
Na ZTA, B, não há deformação mecânica. Alguns fenômenos
metalúrgicos como, por exemplo, envelhecimento ou superenvelhecimento de
precipitados, solubilização de precipitados pré-existentes e variação na
densidade de linhas de discordâncias devido ao ciclo térmico, podem ocorrer.
O tamanho de grão dessa região é similar ao metal base, assim esta região da
solda é de difícil identificação [12,16].
O menor tamanho de grão é tipicamente encontrado próximo a face da
solda devido à temperatura alta atingida com a fricção da ferramenta com a
chapa ocorre a dinâmica de recristalização e em baixo próximo a raiz da solda,
devido à baixa temperatura encontrada nessa região [18].
De maneira geral, a microdureza de soldas FSW é bastante
característica. A região do núcleo apresenta uma perda de dureza em relação
ao metal base de 5 a 30%, sendo que o valor mínimo de microdureza é
encontrado na ZTMA [19].
A dureza e a dutilidade das regiões da solda são controladas pelo
tamanho e distribuição dos precipitados intragranulares, quanto maior o
precipitado e o tamanho de grão menor a dureza. No metal base os
precipitados intragranulares conferem ao material resistência mecânica. Na
região da ZTA os precipitados coalescem ou são dissolvidos e há uma perda
da dureza. Na lente de soldagem a alta temperatura solubiliza os precipitados,
resultando em uma perda de dureza, porém os grãos finos compensam esse
efeito [20].
A liga 2024-T351 soldada através da técnica FSW foi estudada por
Jones et al. [21], e a região com menor dureza encontrada foi a ZTMA como
resultado do superenvelhecimento da fase S (Al
2
CuMg), outra razão para esta
perda de resistência mecânica pode ser atribuída à dissolução dos
precipitados.
7
2.2 A liga 2024-T351
Devido à sua baixa densidade, boas propriedades mecânicas e boa
resistência à corrosão, as ligas de alumínio são materiais de grande
importância econômica e tecnológica. Estas ligas são utilizadas nas mais
variadas atividades industriais, como na indústria automotiva, naval e
aeronáutica [12, 4].
As ligas da série 2000, Al-Cu, podem ser subdivididas em dois grupos
principais: as ligas Al-Cu com teores de magnésio relativamente baixos, como
a 2017, e aquelas com teores de magnésio relativamente altos (denominadas
Al-Cu-Mg), superiores a 1%, como a 2024 (1,5 % de magnésio). A principal
diferença entre esses dois subgrupos é que nas ligas Al-Cu, mais antigas, só
contribuem para o endurecimento por precipitação as fases precursoras da
fase θ (Al
2
Cu): θ'' e θ', ao passo que nas ligas Al-Cu-Mg como a 2024-T351,
objeto deste trabalho, é igualmente importante a contribuição da fase S',
precursora da fase S (Al
2
CuMg). Se o teor de silício for relativamente alto,
também poderá ser encontrada nessas ligas a fase quaternária Q
(Al
4
Cu
2
Mg
8
Si
7
) [22]. A tabela 2.1 mostra a composição química nominal da liga
2024 [23].
Tabela 2.1 Composição química nominal da liga 2024 (% em peso) [23].
Elemento Teor (%)
Cu 3,8 – 4,9
Mg 1,2– 1,8
Si 0,5
Mn 0,3 – 0,9
Fe 0,5
Zn 0,2
Al Restante
8
A Figura 2.4 mostra o diagrama de fase Al-Cu com as fases GP (Guinier
Preston) θ'' e θ' metaestáveis e a fase de equilíbrio θ [24].
Figura 2.4 Diagrama de fase Al-Cu, mostrando as zonas GP metaestáveis, θ'' e
θ' [24].
Pela Figura 2.4 pode-se observar que a zona GP é formada em menor
temperatura (190ºC), e a linha tracejada indica que esta fase é metaestável. As
fases θ'' e θ' também estão representadas por linhas tracejadas, pois também
são fases metaestáveis, que com a elevação da temperatura ou tempos
prolongados de tratamento térmico se transformam em compostos de equilíbrio
termodinâmico (θ), linha sólida.
2.3 Tratamento Térmico de Endurecimento por Precipitação – T351
As ligas tratáveis termicamente contêm elementos de liga, cuja
solubilidade no alumínio diminui com a diminuição da temperatura ou quando a
concentração desses elementos excede o limite de solubilidade (em solução
sólida) a temperatura ambiente ou a temperaturas moderadamente maiores.
Temperatura (ºC)
Porcentagem em peso de Cu
9
Os elementos de liga mais importantes para as ligas tratáveis termicamente
são: cobre, lítio, magnésio e zinco [25].
O tratamento térmico T351 consiste em solubilizar a liga em
aproximadamente 500ºC, com resfriamento rápido até a temperatura ambiente
para obter uma solução supersaturada de Cu em Al e subseqüente trabalho a
frio. A partir daí com o envelhecimento artificial a 190ºC inicia-se a precipitação
das zonas GP (Guinier Preston), θ'' e θ' metaestáveis e a fase de equilíbrio
termodinâmico θ. Abaixo estão as duas seqüências de precipitação presentes
na liga 2024-T351.
SS GP θ'' θ' θ (Al
2
Cu)
SS GP S' S (Al
2
CuMg)
onde: SS = solução sólida supersaturada
GP = zonas de Guinier Preston
Nos períodos iniciais do envelhecimento artificial a temperaturas
moderadamente elevadas, a principal mudança é a redistribuição de átomos de
soluto dentro da solução sólida para formar clusters ou Zonas GP que são
consideravelmente enriquecidas em soluto. O efeito do endurecimento das
zonas GP deve-se à necessidade de maior tensão para movimentar as linhas
de discordância através de uma região distorcida por tensões coerentes. Com
o aumento do tempo ou temperatura do envelhecimento, as zonas GP são
convertidas e substituídas por partículas que têm uma estrutura cristalina
diferente da solução sólida e da fase de equilíbrio. Estas partículas são
chamadas de precipitados de transição ou metaestáveis. O efeito de
endurecimento provocado por esses precipitados de transição semicoerentes
ocorre devido às deformações provocadas na rede, o que impede o movimento
das discordâncias [26].
A continuação das reações de precipitação acarreta no crescimento das
partículas dessa fase de transição e no aumento das deformações coerentes,
até que a resistência da ligação interfacial é excedida, ocorrendo à perda de
10
coerência. A resistência diminui com o crescimento das partículas da fase de
equilíbrio (θ) e com o aumento do espaçamento entre essas partículas. Essa
etapa de perda de resistência é chamada de superenvelhecimento [26].
A Figura 2.5 mostra o diagrama de fase da liga Al-Cu associado a um
diagrama TTT (temperatura, tempo, transformação). A linha vermelha contida
na Figura 2.5 corresponde à temperatura de envelhecimento da liga 2024-
T351, 190ºC. Pode-se observar pelo digrama TTT que todos os precipitados
(Zonas GP, θ'', θ' e θ) são formados no tratamento de endurecimento dessa
liga, porém são formados em tempos diferentes, ou seja, existe um efeito
cinético na precipitação.
Figura 2.5 (a) Linha solvus metaestável esquemática para o sistema Al-Cu. b)
Curva TTT para o mesmo sistema Al-Cu [24].
As ligas de alumínio que contêm cobre em solução sólida possuem
maior resistência á corrosão por pites, porém a precipitação de compostos
intermetálicos diminui sensivelmente a resistência á corrosão localizada dessas
ligas, pois as regiões adjacentes às partículas precipitadas são empobrecidas
Temperatura (ºC)
11
em Cu. Assim essas regiões apresentam menores potenciais de pite e maiores
probabilidades de nucleá-los [27].
Por outro lado, a precipitação de intermetálicos aumenta a resistência
mecânica, pois existe uma distorção em torno e dentro das vizinhanças das
partículas dessas fases de transição. Durante a deformação plástica, os
movimentos das discordâncias são dificultados como resultado dessas
distorções e, conseqüentemente, a liga se torna mais dura e mais resistente
[28].
2.4 Corrosão de Ligas de Alumínio
O alumínio possui boa resistência à corrosão atmosférica e em soluções
aquosas. Sua resistência à corrosão se deve à presença de um filme superficial
muito fino, de 2-10 nm, chamado filme passivo, composto por Al
2
O
3
[29,3]
As ligas de alumínio são produzidas pela adição de elementos de liga,
como o Cu, Mg e Zn. Muitas dessas ligas têm menor resistência à corrosão do
que o alumínio puro. No entanto as ligas de alumínio podem passar por
tratamentos superficiais que aumentam a resistência à corrosão, devido à
formação de filmes óxidos protetores. Por outro lado, os elementos de liga,
impurezas e os tratamentos de endurecimento podem resultar na formação de
precipitados intermetálicos e a liga quando exposta ao ambiente corrosivo tem
como resultado ataques localizados, como pites, corrosão sob tensão e
corrosão intergranular [30].
2.4.1 Corrosão Intergranular de Ligas de Alumínio
A corrosão intergranular e por pite são as duas formas mais comuns de
corrosão localizada em ligas de alumínio em solução contendo cloretos.
Regiões onde ocorre corrosão intergranular e pites são locais preferenciais
12
para a nucleação de trincas, que podem resultar em falhas catastróficas por
corrosão sob tensão, ou fadiga corrosão [31].
A corrosão intergranular acontece nas ligas de alumínio devido à
precipitação de intermetálicos ricos em Cu (Al
2
Cu) nos contornos de grãos, os
quais são mais nobres do que a matriz, deixando a vizinhança desses
precipitados empobrecida desse elemento. Dessa forma o precipitado age
como catodo e a região adjacente se torna mais anódica e sujeita à corrosão
intergranular [31–32]. Para sustentar esse mecanismo de corrosão
intergranular, Galvele e De Micheli, 1970 [32], mediram uma diferença de
potencial em torno de 100 mVsce entre o precipitado rico em Cu e a
vizinhança empobrecida em Cu durante a corrosão. A Figura 2.6 mostra a
representação esquemática da microestrutura da liga Al-4% Cu envelhecida.
Figura 2.6 Representação esquemática da microestrutura da liga Al-4%Cu
envelhecida [32].
De acordo com a Figura 2.6 pode-se observar que a região hachurada é
a liga de alumínio com solução sólida de 4% de Cu. A região sem hachuras é a
região mais anódica empobrecida em Cu e suscetível à corrosão intergranular.
As regiões representadas por círculos são os precipitados de equilíbrio (Al
2
Cu)
[32].
13
Para que ocorra a corrosão intergranular os íons cloretos devem estar
presentes, assim como para que ocorra corrosão por pites [32]. Segundo Muller
e Galvele, 1977 [27], a corrosão intergranular é uma forma especial de
corrosão localizada que ocorre nos contornos de grãos. No entanto existem
diferenças entre pite e corrosão intergranular. Por exemplo, envelhecimento
artificial é feito para minimizar a corrosão intergranular, mas não aumenta a
resistência à corrosão por pites.
De acordo com Campestrini, 2002 [33], alguns autores consideram que a
influência das partículas intermetálicas sobre a extensão do ataque
intergranular é secundária, e relacionada, principalmente, à tendência das
mesmas para precipitar nos contornos do grão. Desta maneira, pode-se
considerar que o principal efeito galvânico na propagação da corrosão é
exercido pela diferença de potencial entre a zona empobrecida e a própria
matriz da liga, e não entre a zona empobrecida e os precipitados. Como um
exemplo, determinou-se que a liga Al-Li 2090 é mais susceptível ao ataque
intergranular que a liga Al 2024, porque a fase Al
2
CuMg da Al 2024 tem menor
tendência à concentrar-se no contorno dos grãos que a fase Al
2
CuLi da liga Al
2090 [34].
Por outro lado, Robinson, M. J. et. al., 1999 [35], atribuíram um papel
mais importante na corrosão intergranular das ligas de Al para a partícula
intermetálica presente nos contornos de grão. Esses autores supõem que a
rápida corrosão intergranular mostrada pela liga Al 2024, em comparação com
a liga Al 2014, poderia ser atribuída à diferença de potencial entre os
precipitados e a vizinhança. A precipitação nos contornos de grão das
partículas intermetálicas Al
2
CuMg faz com que a vizinhança sofra rápida
dissolução anódica no Al 2024, já na liga Al 2014 os intermetálicos Al
2
Cu não
são tão catódicos em relação à vizinhança, diminuindo a dissolução anódica.
A partir do que foi discutido anteriormente, pode-se notar que os
intermetálicos exibem uma conduta muito complexa, e que o papel dos
mesmos sobre a corrosão das ligas de Al ainda tem muito a ser investigado
antes que sejam estabelecidos quais fatores são mais relevantes para o
comportamento de corrosão exibido pelas ligas.
14
Estudos recentes com curvas de polarização em solução desarejada de
cloreto de sódio foram realizados na tentativa de descobrir quais fenômenos
corrosivos atuam nas ligas de alumínio 2024. As curvas apresentaram duas
quebras de potenciais que são independentes da taxa de varredura de
potencial. O mais ativo está entre –670 e –700 mVsce e o mais nobre entre –
590 e –610 mVsce [31,36]. Este resultado também foi observado por Galvele e
De Micheli em 1970 [32], onde a primeira quebra de potencial foi atribuída à
dissolução das zonas empobrecidas em Cu no contorno de grão, ou seja,
corrosão intergranular, e a segunda à corrosão por pite no interior do grão.
Urushino e Sugimoto, [37], propõem que os dois potenciais de ruptura se
referem ao pite no contorno de grão e na matriz, respectivamente. Já em um
trabalho realizado por Guillaumin e Mankowiski [38], foi proposta uma pequena
diferença na interpretação, foi atribuída à primeira quebra à dissolução de
precipitados grosseiros Al
2
CuMg, enquanto a segunda quebra de potenciais à
ruptura da matriz.
Contrariando o que De Micheli e Galvele 1970 [32] observaram, Frankel
e Zhang, 2003 [31] atribuíram a primeira quebra de potenciais na curva de
polarização à corrosão por pite e a segunda quebra à corrosão intergranular.
Um estudo realizado com a liga 2024-T3 soldada por FSW mostrou que
a junta soldada sofre corrosão intergranular quando submetida ao ensaio de
corrosão segundo a norma ASTM G110-97 [39], por um período de 6 horas. A
profundidade de ataque atingida na região da lente de soldagem e na região da
ZTA (zona termicamente afetada) foi de 150 µm. A corrosão foi similar no metal
base, exibindo corrosão intergranular e pite com profundidade acima de 200
µm [40].
Um estudo realizado por Wadesom, 2006 [41], revelou que os
precipitados do metal base da liga 7108-T79 são distribuídos uniformemente no
interior dos grãos. No entanto, na ZTMA, a fase de equilíbrio termodinâmico
precipita nos contornos dos grãos, e o potencial se torna negativo nessa
região. Assim, os contornos dos grãos se tornam locais favoráveis para a
dissolução anódica quando comparados com a matriz.
15
2.4.2 Corrosão por Esfoliação de Ligas de Alumínio
A corrosão por esfoliação pode ocorrer na superfície de ligas de alumínio
tratáveis termicamente e trabalhadas a frio [42].
A corrosão por esfoliação é um tipo de corrosão intergranular que ocorre
em grãos alongados provenientes do trabalho a frio do alumínio e promove o
destacamento de grãos da estrutura do material. Esse tipo de corrosão se
processa em diferentes camadas. O produto de corrosão formado entre as
estruturas de grãos alongados, por ter maior volume molar, gera um campo de
tensão que separa as camadas, ocasionando o inchamento do material
metálico [36 e 42]. A Figura 2.7 mostra corrosão intensa por esfoliação de uma
liga de alumínio.
Figura 2.7 Corrosão intensa por esfoliação de uma liga de alumínio [43].
Com a evolução da corrosão intergranular, produtos de corrosão se
acumulam (óxido de alumínio hidratado) na região entre os grãos deformados.
Uma vez que o volume molar dessas substâncias é em geral maior do que a do
alumínio, a presença desses produtos de corrosão gera um campo de tensão
que induz a formação de um tipo de corrosão intergranular chamada
esfoliação. Observa-se então que a esfoliação é um fenômeno influenciado
pelo efeito da tensão e pela corrosão intergranular [36,42].
16
O mecanismo de corrosão por esfoliação é o mesmo para a corrosão
intergranular e tem como pré-requisito a diferença de potencial entre os
precipitados endurecedores, mais ricos em Cu, agindo como catodo e a região
adjacente a eles empobrecida em Cu, mais anódicas e sujeitas à corrosão por
esfoliação [44].
O processo de corrosão por esfoliação difere do mecanismo de corrosão
sob tensão, pois a tensão necessária para que ocorra a esfoliação não é
externa e sim gerada pelos produtos de corrosão [45].
O trabalho realizado com a liga 2024-T351, objeto de estudo deste
trabalho, mostrou que a resistência à corrosão por esfoliação dessa liga varia
com o meio corrosivo [36]. A liga 2024-T351 não exibiu claramente corrosão
por esfoliação quando submetida ao ensaio de esfoliação ASTM G34-01 [46].
em atmosfera marinha a corrosão por esfoliação foi mais pronunciada [36].
A corrosão por esfoliação da junta soldada por FSW da liga 2024-T3 foi
relatada por Billias G. 1999 [40], como preferencial na ZTMA. Após 4 dias
imersa na solução de esfoliação segundo a norma ASTM G34-01 [46] a liga
sofreu corrosão intensa na raiz da solda. Na face da solda o ataque foi
moderado e a ZTA mostrou uma maior degradação causada por bolhas do que
o metal base. O metal base revelou pites e uma leve formação de bolhas
depois de 48 e 96 horas de exposição, respectivamente.
Robinson M.J. 1999 [47], estudando a liga 2024-T351 observou que o
superenvelhecimento é benéfico em baixar a suscetibilidade à corrosão por
esfoliação. Com o passar do tempo os precipitados crescem e podem perder a
coerência com a matriz, amolecendo o material, ou se dissociam dificultando o
mecanismo de corrosão por esfoliação que ocorre devido à diferença de
potencial entre os precipitados (catódicos) e a vizinhança (anódica).
2.4.3 Corrosão sob Tensão de Ligas de Alumínio
17
A corrosão sob tensão, algumas vezes chamada de trincamento devido
à corrosão sob tensão, resulta da ação combinada de uma tensão de tração
que é aplicada e de um meio corrosivo; ambos os fatores são necessários.
O procedimento de ensaio de corrosão sob tensão envolve a imposição
de taxas de deformação, que são atingidas por uma taxa de alongamento
constante no corpo de prova enquanto são monitoradas a carga e a extensão
do corpo de prova.
Os ensaios de corrosão sob tensão sempre produzem fratura do corpo
de prova. Normalmente, os resultados dos testes realizados em ambientes
corrosivos são comparados com os testes do mesmo material em um ambiente
de controle. O ambiente de controle é um meio em que o material é testado e
que não há excessiva corrosão do material. Normalmente o ambiente de
controle é o ar. Os resultados dos ensaios nesse meio servirão de base para
comparação com os ensaios realizados em meio corrosivo, na mesma
temperatura [48].
Os primeiros estágios da corrosão sob tensão são compostos por trincas
microscópicas que não podem ser observadas visualmente. A corrosão sob
tensão acontece quando um material, submetido a tensões de tração
(aplicadas ou residuais), é colocado em contato com um meio corrosivo
específico. A tensão de tração deve necessariamente ser superior a certo valor
limite. Neste tipo de corrosão formam-se trincas no material, sendo a perda de
espessura muitas vezes desprezível [49].
As trincas decorrentes da corrosão sob tensão podem ser
intergranulares ou transgranulares, dependendo do material e do meio
corrosivo. A corrosão sob tensão intergranular ocorre quando a direção
preferencial para a corrosão é o contorno de grão, geralmente devido à
precipitação de intermetálicos nos contornos ou à existência de segregações
neste local [49-50].
Trincas intergranulares são encontradas em ligas de alumínio, aços com
baixos teores de carbono e latões. Trincas transgranulares são encontradas
nos aços inoxidáveis [49].
18
O processo de corrosão sob tensão é dividido em três estágios: início da
trinca, propagação e falha do material. O mecanismo de propagação da trinca
pode ser de duas formas: dissolução anódica ou catódica. O processo anódico
acontece devido à dissolução ativa da ponta da trinca e o catódico devido à
evolução de hidrogênio e fragilização [50].
O principal uso dessa prática é fornecer procedimentos aceitáveis para
testes acelerados de resistência à corrosão de materiais metálicos em várias
condições ambientais. Em muitos casos, o início da ação do ambiente na trinca
é acelerado através da aplicação de tensão dinâmica no comprimento do corpo
de prova. Devido à natureza acelerada do teste, os resultados não têm a
intenção de representar o comportamento do material em serviço, mas ao invés
disso estudar a interação entre o ambiente e o material [48].
As taxas de deformação nos ensaios de corrosão sob tensão devem ser
suficientemente lentas para que haja tempo do processo corrosivo se iniciar,
mas rápidas o bastante para que a ruptura do corpo de prova aconteça em um
período aceitável de tempo [48].
A célula de teste deve ser inerte, ou seja, não sofrer ataque do meio
corrosivo em estudo e deve ser dimensionada para que o volume de solução
por centímetro quadrado do corpo de prova não seja menor do que 30 mL/cm
2
[48].
A complexidade das variáveis que envolvem o fenômeno de corrosão
sob tensão são evidências suficientes de que o mecanismo não é tão simples
de ser explicado. Muitas teorias já foram propostas, mas nenhuma foi adotada
como absoluta [49].
O mecanismo de corrosão sob tensão que atua no alumínio é o de
dissolução anódica associado ao modelo de ruptura de filme. A deformação
plástica localizada na ponta da trinca rompe o filme passivo, expondo o metal
na ponta da trinca à solução. Assim, o metal exposto é dissolvido rapidamente
resultando no crescimento da trinca. A taxa de ruptura do filme na ponta da
trinca é maior do que a taxa de repassivação do filme e a trinca tende a se
propagar, como esquematizado na Figura 2.8 (a). Outros estudos assumem
que a ponta da trinca repassive completamente e é periodicamente rompida
19
pelo aparecimento de degraus provenientes do movimento de discordâncias,
como mostra a Figura 2.8 (b) [50].
Figura 2.8 Representação esquemática da propagação da trinca pelo modelo
de ruptura do filme. (a) Taxa de ruptura do filme maior do que taxa
de repassivação. (b) Rompimento do filme pelo surgimento de
planos de escorregamento [50].
De acordo com Conde e Damborenea, 1999 [51], inicialmente a trinca
cresce perpendicularmente à tensão de tração. Ao encontrar um grão
alongado, a trinca é contida e muda de direção, crescendo paralela à tensão
aplicada, mas por um mecanismo de corrosão intergranular, como mostra a
Figura 2.9. Então a trinca passa por diferentes estágios: um em que a ação da
tensão é máxima, com alta taxa de propagação; e outro no qual a ação da
tensão na ponta da trinca é baixa e conseqüentemente a taxa de crescimento é
atenuada. Nessa direção a velocidade é mínima, e a ação do meio corrosivo,
que atua nos contornos dos grãos por um mecanismo de corrosão
intergranular, faz com que a trinca se propague
20
Figura 2.9 (a) Ação máxima da deformação na ponta da trinca. (b) A trinca
ocorre paralela à deformação aplicada. Deformação mínima é
aplicada na ponta da trinca [51].
Outra forma de explicar a corrosão sob tensão é a pré-existência de
defeitos. Esse conceito é aplicado especialmente para aqueles materiais que
tendem a falhar com baixas taxas de deformação quando testados ao ar.
Quando a superfície de um metal é exposta a um líquido corrosivo, uma
camada fina ou um filme óxido é formado na superfície. Caso este filme seja
perfeitamente contínuo, então não haverá corrosão. No entanto, devido a
descontinuidades na superfície dos metais, como os contornos dos grãos, ou
rupturas do filme, anodos e catodos surgem na superfície dos metais. A
superfície de um metal adjacente a uma descontinuidade no filme, como um
contorno de grão, será anódica em relação ao restante da superfície do metal e
a corrosão ocorrerá nessa pequena área [49].
Estudos de corrosão realizados em juntas soldadas por FSW são
escassos na literatura, Lohwasser D, 2003 [52] mostrou que a resistência à
corrosão sob tensão e fratura intergranular das ligas de alumínio 2024-T3
soldadas por FSW geralmente são consideradas como aceitáveis, embora
ataques localizados tenham sido relatados na região da lente de soldagem,
onde os grãos são refinados.
21
De acordo com Lohwasser D, 2003 [52] soldas similares e dissimilares
por FSW atingem fatores de soldagem da ordem de 75 a 95% em relação ao
metal base o que confirma a alta qualidade dessas juntas. As soldas similares
quando submetidas a ensaios de corrosão sob tensão fraturam na ZTMA no
lado de retrocesso da chapa. As soldas dissimilares fraturam na liga com
menores propriedades mecânicas.
Ensaios de corrosão sob tensão em NaCl 3,5% e ao ar, com taxa de
deformação 10
-6
s
-1
, apresentam curvas tensão-deformação similares, para
juntas soldadas dissimilarmente por FSW entre as ligas 7075 e 6056, segundo
Srinivasan P. B., 2004 [53], como pode ser visto na Figura 2.10 [53].
Figura 2.10 Curvas tensão–deformação de soldas dissimilares por FSW das
ligas
7075 e 6056 testadas ao ar e em solução de NaCl 3,5%, com
taxa de deformação nominal de 10
-6
s
-1
[53].
Embora os corpos de prova tenham apresentado valores de deformação
da ordem de 4%, houve um aumento do comprimento útil da liga 6056. As
amostras testadas em ambas as condições, ar e em NaCl 3,5%, exibiram uma
redução em área de 50%, revelando que não houve corrosão sob tensão da
junta no ensaio realizado em solução com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
. Foi
concluído que a junta soldada não sofre corrosão sob tensão e a fratura dessas
juntas foi do tipo dútil, devido a possíveis defeitos preexistentes [53].
Deformação (%)
Tensão (MPa)
22
Srinivasan P. B, 2004 [53], também realizou ensaios de corrosão sob
tensão de soldas dissimilares com taxas de deformação menores, 10
-7
s
-1
, em
meio de cloreto. As amostras fraturaram com um nível de tensão muito menor.
O exame da superfície de fratura revelou que não houve redução da área da
secção transversal, e a fratura foi frágil. Neste caso pites foram encontrados na
raiz da solda, porém a fratura aconteceu na interface entre a ZTMA e a ZTA da
liga 7075. A dissolução da liga 7075 sob as condições do ensaio de corrosão
sob tensão tem sido observada como altamente localizada, e isso pode ser
devido à dissolução anódica de partículas intermetálicas ou dissolução da
matriz na presença de partículas intermetálicas nobres.
A Figura 2.11 mostra a curva tensão–deformação para duas soldas
dissimilares testadas em solução de NaCl 3,5% com taxas de deformação
nominal de 10
-6
s
-1
e 10
-7
s
-1
. A causa da fratura no ensaio com taxa de
deformação menor foi à corrosão sob tensão, sem limite de resistência à
tração. O ensaio realizado com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
teve como
causa da fratura à pré-existência de defeitos e a fratura foi dútil.
Figura 2.11 Curvas tensão–deformação de duas soldas dissimilares por FSW
testadas em solução de NaCl 3,5%, com taxas de deformação
nominal de 10
-6
s
-1
e 10
-7
s
-1
[53].
Deformação (%)
Tensão
(
MPa
)
23
2.4.4 Corrosão por Pites de Ligas de Alumínio
Corrosão por pites é a dissolução localizada e acelerada do metal que
ocorre como resultado da quebra do filme passivo protetor na superfície do
metal. É uma forma extrema de ataque localizado que pode resultar em furos
no metal. É uma das formas de corrosão mais destrutivas e perigosas. Causa a
falha de um equipamento pela perfuração com a perda de apenas uma
pequena quantidade de material [50].
O mecanismo de corrosão consiste na rápida dissolução dentro do pite,
enquanto a reação de redução ocorre nas áreas adjacentes da superfície. É um
processo autocatalítico. A rápida dissolução do metal dentro do pite tende a
produzir um excesso de cargas positivas nessa área, resultando na migração
de íons cloretos para restabelecer a eletroneutralidade. Desta forma, atinge-se
uma alta concentração de cloreto e cátions metálicos no interior do pite e, como
resultado da reação de hidrólise dos cátions metálicos, uma alta concentração
de íons hidroxônio. Tanto o íon hidroxônio quanto o cloreto estimulam a
dissolução da maioria dos metais e ligas, e todo o processo se intensifica com
o tempo [3, 50].
O pH dentro do pite diminui devido à hidrólise dos cátions metálicos e
também pela falta de reação catódica [3]. A reação 2.1 mostra a formação dos
íons H+.
()
(
)
(2.1) H2 OHMe OH HOHMeOH2Me
2
22
2 ++
+
+
+⇒++⇒+
Este tipo de corrosão ocorre na presença de espécies aniônicas
agressivas. O Cl
-
é usualmente a causa desse tipo de corrosão, mas os haletos
em geral podem provocar o ataque localizado. A razão da agressividade do Cl
-
vem do fato de ser um ânion de ácido forte. Muitos cátions são solúveis em
soluções cloradas e os cloretos são ânions pequenos com alta difusividade,
interferindo na passivação. A presença de agentes oxidantes em ambientes
contendo cloretos é extremamente agressiva e favorece a corrosão localizada
24
[3]. Quanto maior a concentração de cloretos na solução maior a
suscetibilidade ao ataque localizado [30].
Os pites quase sempre iniciam em alguma heterogeneidade química ou
física na superfície, como inclusões, partículas de segunda fase, segregação
de soluto no contorno de grão, problemas mecânicos ou discordâncias. Os
pites em ligas de alumínio estão associados com partículas intermetálicas [4].
A solução sólida de Cu em Al melhora a resistência à corrosão por pite.
No entanto quando há precipitação de Al
2
Cu, fase θ, a resistência ao pite
diminui. Esta queda na resistência à corrosão localizada está associada ao
efeito galvânico entre as regiões catódicas empobrecidas em Cu em torno da
fase θ anódica [3, 32].
A corrosão por pite ocorre em quatro etapas [4]: (1) Na interface entre o
filme passivo e a solução ocorre adsorção dos íons cloreto na superfície do
óxido; (2) dentro do filme passivo ocorre a reação química dos íons cloreto
adsorvidos na etapa (1) com os íons Al
3+
do filme de óxido; (3) ocorre a
formação dos chamados pites metaestáveis que iniciam e crescem por um
período curto de tempo, abaixo do potencial crítico de pite e então repassivam;
(4) formação dos pites estáveis acima do potencial crítico de pite que é o
afinamento do filme de óxido pela dissolução dos complexos formados entre o
haleto e o alumínio.
O mecanismo de adsorção (1) está baseado na competição entre o
ânion agressivo e a espécie responsável pela passivação [54].
A reação química dentro do filme (2) ocorre devido ao aumento da
condutividade iônica do filme passivo, pois a penetração do ânion agressivo
adsorvido na camada ocorre por difusão através dos defeitos da rede cristalina.
Dessa forma a diminuição da força de coesão da película pela adsorção do
ânion agressivo provoca uma diminuição da tensão superficial, enfraquecendo
o filme localmente, e o pite tem seu início.
Os produtos de corrosão por pites em alumínio são sais de alumínio.
Não é bem sabido que tipo de sal se forma, AlCl
3
, Al(OH)
2
Cl ou Al(OH)Cl
2
.
Dependendo do tipo de sal formado o pH dentro do pite muda. Na presença de
25
AlCl
3
o pH será menor do que 1. Por outro lado, com o sal Al(OH)Cl
2
, o pH
será 3.
A corrosão por pites pode ser descrita pelas reações químicas 2.2, 2.3 e
2.4.
• Ionização do alumínio:
(
)
+
++
+⇒+
2
2
3
OHAlHOHAl
(2.2)
• Hidróxido de alumínio reage com cloreto:
()
(
)
+
+
⇒+ ClOHAlClOHAl
-
2
(2.3)
• O produto de (2.3), reage com água para produzir condições ácidas:
()
(
)
++
+⇒+ HClOHAlOHClOHAl
2
2
(2.4)
As propriedades eletroquímicas da liga 2024-T351 foram estudadas
através de curvas de polarização em 0,1 M de Na
2
SO
4
contendo íons cloreto
[55]. Foi observado um pico de suscetibilidade ao pite em –220 mVsce [55].
Pelo mesmo mecanismo explicado anteriormente o composto intermetálico
enriquecido em Cu é catódico em relação à vizinhança que se torna local
favorável à dissolução anódica [55].
A degradação ocorrida através da corrosão por pites na liga 2024-T351,
foi relatada por Petroyiannis P.V. [56] como característica em tempos curtos de
exposição, já em tempos longos a corrosão por esfoliação controlou o processo
de corrosão, como pode ser visto na Figura 2.12.
26
.
Figura 2.12 Corrosão por pites e esfoliação em função do tempo de exposição
para a liga 2024-T351[56].
Na Figura 2.12 as 3 inclinações diferentes mostram o aumento do
gradiente de degradação. É sugerido por Petroyiannis P.V. [56], que os pites
formados em tempos curtos de exposição são locais preferenciais para o início
e propagação de outras formas de corrosão como a corrosão intergranular e
esfoliação.
São poucos os trabalhos de corrosão por pites com ligas de alumínio
soldadas por FSW disponíveis na literatura. Em um estudo realizado com as
ligas 2024 e 2195 soldadas similarmente por FSW mostrou que após 25 dias
de imersão em solução NaCl 0,6 M houve aparecimento de corrosão localizada
por pite tanto no metal base como na região da junta para ambas as ligas [57].
Máxima profundidade de corrosão (mm)
Tempo de exposição à esfoliação (h)
27
3 MATERIAL E MÉTODOS
3.1 Material
Foi estudada a liga de alumínio 2024 tratada termicamente com o
tratamento T351, na forma de chapas finas laminadas com 1,3 mm de
espessura, soldada por FSW. A junta soldada foi fornecida pela instituto de
pesquisa alemão, GKSS-Forschungszentrum. A composição química, obtida
por espectroscopia de emissão por plasma, está mostrada na Tabela 3.1.
Tabela 3.1 Composição química da liga 2024-T351 (% em peso).
Elemento Teor (%)
Cu 3,95
Mg 1,24
Si 0,195
Mn 0,556
Fe 0,239
Zn 0,229
Al 93,6
3.2 Análise estrutural
A seção transversal da junta soldada foi analisada por microscopia ótica
(MO).
3.2.1 Microscopia Ótica (MO)
28
Para as observações por MO as amostras foram embutidas em resina
poliéster de alta fluidez, lixadas até grana 1200 e polidas com suspensão de
alumina 1,0 µm. A seguir, foram atacadas com reagente Keller: 190 mL H
2
O +
3,0 ml HCl 37% + 2,0 mL HF + 5,0 mL HNO
3
, segundo a norma ASTM E407-99
[58]. Esse reagente permite obter excelente contraste entre os grãos.
As micrografias óticas foram obtidas através de um microscópio ótico
Carl Zeiss – Axiotech, equipado com câmera de vídeo Panasonic WV-CL 700.
3.3 Microdureza
As medidas de microdureza foram realizadas utilizando uma máquina de
ensaio de dureza Vickers tipo STIEFELMAYER, modelo Brivisor, com carga de
100 g e tempo de carregamento de 15 segundos, conforme norma ASTM E
384-06 [59].
3.4 Corrosão Intergranular
Os ensaios de corrosão intergranular foram realizados segundo a norma
ASTM G110-97 [39]. As amostras passaram por uma etapa de limpeza em
solução de 945 mL de H
2
O destilada, 50 mL de HNO
3
(70%) e 4,0 mL de HF
(48%) por 1 minuto a 93 ºC. Após este período a amostra permaneceu por mais
1 minuto em HNO
3
(70%) à temperatura ambiente. A seguir foram lavadas e
secas ao ar e submetidas ao ensaio em solução de 57 g de NaCl, 10 mL de
H
2
O
2
(30%) diluído em 1 L de H
2
O destilada por um período de 6 horas à
temperatura ambiente em um recipiente inerte.
Depois da imersão as seções transversais foram examinadas
metalograficamente para determinar a profundidade da corrosão intergranular.
A dimensão dos corpos de prova utilizados foi de 50 mm por 50 mm.
Após o ensaio as amostras foram lavadas e secas ao ar. Em seguida as
amostras foram embutidas, na posição transversal, em resina poliéster de alta
29
fluidez para evitar a formação de bolhas e frestas, lixadas até grana 1200 e
polidas com suspensão de alumina 1,0 µm. A seguir, foram atacadas com
reagente de Keller: 190 mL H
2
O + 3,0 ml HCl 37% + 2,0 mL HF + 5,0 mL HNO
3
,
segundo a norma ASTM E407-99 [58], e a análise superficial foi realizada por
microscopia ótica e eletrônica, o microscópio eletrônico de varredura Philips XL
30 FEG, com detetor Oxford Link tentafet x-ray.
3.5 Corrosão por Esfoliação
Os ensaios de corrosão por esfoliação foram realizados segundo a
norma ASTM G34-01 [46]. As amostras foram imersas em uma solução
contendo 4,0 M de NaCl, 0,5 M de KNO
3
, e 0,1 M HNO
3
a 25º C por um
período de 96 ou 48 horas. A suscetibilidade á corrosão por esfoliação foi
determinada pelo exame visual e comparação com fotos padrões contidas na
norma ASTM G34-01 [46]. A dimensão dos corpos de prova foi de 50 mm por
100 mm.
Após o ensaio as amostras foram lavadas e secas ao ar. Em seguida as
amostras foram embutidas, na posição transversal, em resina poliéster de alta
fluidez para evitar a formação de bolhas e frestas, lixadas até grana 1200 e
polidas com suspensão de alumina 1,0 µm. A seguir, foram atacadas com
reagente de Keller: 190 mL H
2
O + 3,0 ml HCl 37% + 2,0 mL HF + 5,0 mL HNO
3
,
segundo a norma ASTM E407-99 [58].
A análise superficial foi realizada por microscopia ótica e eletrônica e
comparada com os padrões da norma ASTM G34-01 [46] que prevê em ordem
crescente de ataque por esfoliação, EA, EB, EC e ED como sendo, pouco
atacado, ataque moderado, ataque intenso e ataque muito intenso,
respectivamente. A norma ainda prevê ataque tipo P, para corrosão localizada
por pites, e tipo N, para materiais que não foram atacados.
30
3.6 Corrosão sob tensão
Os ensaios foram realizados em dois diferentes meios: ao ar e em
solução de NaCl 3,5%, arejada e a temperatura ambiente. Os testes em NaCl
3,5% foram feitos com duas taxas de deformação diferentes: 10
-6
e 10
-7
s
-1
. No
ambiente ar, foi utilizada a taxa de deformação de 10
-6
s
-1
, pois nesse meio a
deformação plástica é praticamente a mesma para as duas taxas. Antes do
ensaio, as amostras foram limpas com álcool isopropílico e secas ao ar. O
ensaio foi realizado segundo a norma ASTM G129-00 [48]. A Figura 3.1 mostra
a geometria e as dimensões das amostras.
A Figura 3.2 mostra a montagem experimental do ensaio de corrosão
sob tensão realizado ao ar (a) e em NaCl 3,5% (b). Após o ensaio as amostras
foram lavadas e secas ao ar. Em seguida foram analisadas nos microscópios
ótico e eletrônico de varredura para observação dos tipos de corrosão e
avaliação da superfície de fratura.
Figura 3.1 Geometria e dimensões das amostras [Cortesia GKSS-
Forschungszentrum].
31
(a)
(b)
Figura 3.2 Montagem experimental do ensaio de corrosão sob tensão (a) ao ar
e (b) em NaCl 3,5%.
32
3.7 Polarização Anódica Potenciodinâmica
Foram realizados ensaios de polarização anódica potenciodinâmica em
NaCl 3,5% naturalmente arejado, a 25 ºC, para a determinação dos potenciais
de pite. O material foi lixado até grana 600, lavado com água destilada e álcool,
seco com ar quente e imerso no eletrólito, permanecendo em circuito aberto
por 20 minutos. Em seguida, iniciou-se a varredura de potencial partindo-se do
potencial de circuito aberto, no sentido anódico, a uma taxa de 1 mV/s, até
atingir a densidade de corrente de 1x10
-3
A/cm
2
. Foram feitas pelo menos 3
curvas para cada amostra.
Nos ensaios foi utilizada uma cela eletroquímica de três eletrodos, com
eletrodo auxiliar de platina e eletrodo de referência de calomelano saturado
(SCE). Os eletrodos de trabalho foram compostos pelas amostras de alumínio
(MB) e pela junta soldada, na forma de discos com área de 0,44 cm
2
cortados
por eletroerosão. Em seguida, as amostras foram embutidas em resina
poliéster de alta fluidez para evitar a formação de bolhas e frestas. A Figura 3.3
mostra a cela eletroquímica e o eletrodo de trabalho utilizados.
(a)
(b)
Figura 3.3 (a) Cela eletroquímica e (b) Eletrodo de trabalho.
33
Para as medidas de polarização, foi utilizado um
potenciostato/galvanostato Solartron 1287, juntamente com os softwares
Corrware, para aquisição dos dados, e Corrview, para visualização e
tratamento dos dados. A Figura 3.4 mostra o equipamento utilizado.
Figura 3.4 Equipamento utilizado no ensaio eletroquímico de polarização.
Foram obtidas imagens dos pites por microscopias ótica e eletrônica de
varredura. As amostras foram polidas em suspensão de alumina 1,0 µm. Após
20 minutos de circuito aberto, iniciou-se a varredura de potencial a partir do
potencial de circuito aberto até que a densidade de corrente atingisse 2x10
-4
A/cm
2
, a 1 mV/s.
34
35
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES
4.1 Análise estrutural
4.1.2 Microscopia ótica
A Figura 4.1 mostra a micrografia ótica do metal base da liga de alumínio
2024-T35, na direção de laminação.
Figura 4.1 Microestrutura da liga 2024-T351, direção de laminação.
Por MO, observa-se que a microestrutura do metal base é formada por
grãos alongados, como pode ser visto na Figura 4.1. A diferença de coloração
presente entre os grãos não é devido à presença de duas fases, mas devido ao
ataque químico preferencial de acordo com a orientação dos grãos. Os pontos
pretos presentes na microestrutura são buracos provenientes do processo de
polimento em alumina 1,0 µm.
A Figura 4.2 mostra a junta soldada por FSW da liga 2024-T351, em
corte transversal, e suas regiões microestruturais: metal base, lente de
soldagem, e ZTMA.
36
(a)
(b) (c) (d)
Figura 4.2 (a) Microestrutura da liga 2024-T351, soldada por FSW, corte
transversal. Regiões microestruturais da junta soldada. (b) Metal
base. (c) Lente de soldagem. (d) ZTMA, zona termomecanicamente
afetada.
Nas microestruturas apresentadas na Figura 4.2, em corte transversal,
pode-se observar que após o processo de soldagem os grãos sofreram
alterações de tamanho e forma. O tamanho de grão do metal base é maior do
que os presentes na lente de soldagem e nas zonas afetadas termicamente. A
lente de soldagem, Figura 4.2 c, possui microestrutura refinada com grãos
equiaxiais de 2 a 5 µm de diâmetro. Essa região sofreu recristalização devido
às temperaturas suficientemente altas durante o processo de soldagem, como
também foi observado por Kallee S.; Nicholas D., 1998 [61].
A microestrutura apresentada na Figura 4.2 d, representa a ZTMA. Essa
região apresenta microestrutura de grãos deformados pela ação da ferramenta.
Há também ZTA microestruturalmente muito parecida com o metal base e de
difícil identificação devido à pequena espessura da chapa.
O lado de avanço da solda é caracterizado por uma distinção nítida entre
a lente de soldagem e a ZTMA. Este contraste não é bem visto no lado de
retrocesso da solda. Esta distinção de regiões é conseguida devido aos
movimentos de rotação e translação da ferramenta. A velocidade do material
Lente de
soldagem
ZTMA
MB
Lado de Avanço
Lado de
Retrocesso
37
plasticizado tem direções opostas no lado de avanço da solda, definindo bem a
interface entre as regiões, no entanto no lado de retrocesso essas velocidades
possuem mesma direção [21,52].
4.2 Microdureza
O perfil de microdureza obtido é característico de juntas soldadas por
FSW. Pela Figura 4.3 é observado que a região da lente de soldagem, região
recristalizada, apresenta valor de microdureza 30% menor (80 HV) do que o
metal base (110 HV), como também foi observado por Sutton, M. A, 2004 [19].
Houve uma diminuição da densidade de discordâncias provocada pela
recristalização dos grãos durante o processo de soldagem, e a lente de
soldagem tornou-se mais macia em comparação ao metal base.
A lente de soldagem apresentou um ganho de dureza em relação à
ZTMA, devido à recristalização dos grãos promovida pela temperatura elevada
provocada pela passagem direta da ferramenta. O efeito da diminuição do
tamanho de grão se sobrepôs à diminuição da densidade de discordâncias
como também à dissolução dos precipitados o que elevou a dureza da lente de
soldagem, como foi discutido por Corral, 2000 [57].
Um valor mínimo de dureza foi observado há aproximadamente 2 mm da
lente de soldagem, presente em ambos os lados da solda, representa a
transição da ZTMA para a ZTA (70 HV), como foi observado por Leonard, A .J.,
2000 [62]. Essa perda de dureza pode ser atribuída à dissolução dos
precipitados pelo ciclo térmico ou pelo superenvelhecimento das partículas S.
Esta é a região mais suscetível à corrosão, devido à distribuição não uniforme
dos precipitados nos contornos de grão na ZTMA [41].
38
Figura 4.3 Perfil de microdureza Vickers da junta soldada por FSW da liga
2024-T351 em função da distância do centro da solda (lente de
soldagem).
4.3 Corrosão Intergranular
A junta soldada por FSW da liga 2024-T351 apresentou ataque intenso
na face e na raiz da solda, como mostra as imagens da Figura 4.4 (a) e (b),
respectivamente.
39
(a) (b)
Figura 4.4 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 após ensaio de corrosão
intergranular; (a) face da solda e (b) raiz da solda.
A micrografia ótica da face da solda mostrou que o ataque mais intenso
ocorreu na interface entre a ZTMA e ZTA, destacado na Figura 4.5 pelo
segmento A-B. O maior ataque na interface ocorre devido à distribuição não
uniforme dos precipitados (Al
2
Cu) do contorno de grão na ZTMA, como mostra
a Figura 4.5. Resultado semelhante foi encontrado por Wadeson, D.A., et.al.,
[41].
Figura 4.5 Micrografia ótica da face da solda por FSW da liga 2024-T351 após
ensaio de corrosão intergranular.
A B
40
Após ensaio de corrosão intergranular a junta soldada foi analisada por
MO em sua seção transversal para avaliar a profundidade de ataque corrosivo,
Figura 4.6 (a).
Pela Figura 4.6 (b) foi possível observar corrosão intensa na interface
entre ZTMA e ZTA, na face da solda. Foi observado também ataque intenso na
raiz da solda na região da lente de soldagem, com pites de 150 µm de
profundidade e 200 µm de largura, Figura 4.6 (c). Ataques semelhantes foram
observados por Billias G, 1999 [40]. O aparecimento de pites na raiz da solda é
explicado pela menor temperatura dessa região, assim os precipitados
enriquecidos em Cu (Al
2
Cu) não são dissolvidos e agem como catodos na
reação anódica. No metal base foi observada corrosão por esfoliação como
está mostrado na Figura 4.6 (d).
(a)
(b) (c) (d)
Figura 4.6 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 após ensaio de corrosão
intergranular; (a) seção transversal da junta soldada, (b) corrosão
na interface ZTMA e ZTA (c) raiz da junta na região da lente de
soldagem, com ataques intensos por pites e (d) ataque de corrosão
por esfoliação na região do metal base.
41
As micrografias obtidas por MEV confirmam que o maior ataque
corrosivo ocorreu na junta soldada. A Figura 4.7 (a) mostra a seção transversal
da junta onde sulcos provocados pela ferramenta delimitam a região afetada
pelo processo de soldagem. A Figura 4.7 (b) mostra ataque de corrosão
intenso na face da solda. A Figura 4.7 (c) mostra a interface metal base e
região afetada pela solda. Pode-se observar que a corrosão que ocorre na
ZTMA é do tipo intergranular, como mostra a Figura 4.7 (d).
(b) (c) (d)
Figura 4.7 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 após ensaio de corrosão
intergranular; (a) seção transversal da junta soldada, (b) face da
solda com ataque localizado, (c) interface entre o metal base e a
junta soldada e (d) ataque de corrosão intergranular na ZTMA.
A corrosão intergranular, como foi estudada por Galvele e De Michelli
em 1970 [32] e mais recentemente por Zhang e Frankel, 2003 [31], acontece
nas ligas de alumínio devido à precipitação de intermetálicos ricos em Cu
(a)
42
(Al
2
Cu), mais nobres do que a matriz, nos contornos de grãos, deixando as
vizinhanças desses precipitados empobrecidas nesse elemento. Dessa forma,
o precipitado age como catodo e a região adjacente se torna mais anódica e
sujeita à corrosão intergranular. Por outro lado, há autores como Campestrini,
2002 [33], que defendem que a matriz de alumínio age como catodo, não os
precipitados enriquecidos em Cu, e a vizinhança age como anodo. Dessa
forma, o mecanismo de corrosão intergranular nas ligas de alumínio ainda não
está bem definido na literatura, pois os intermetálicos exibem um
comportamento complexo, e o papel dos mesmos sobre a corrosão das ligas
de Al ainda tem muito a ser investigado.
4.4 Corrosão por Esfoliação
Durante o ensaio de corrosão por esfoliação a junta soldada por FSW da
liga 2024-T351 apresentou um elevado nível de desprendimento de gás
hidrogênio da região da solda, indicando um acentuado grau de corrosão nessa
região. A Figura 4.8 mostra a junta soldada durante o ensaio de corrosão por
esfoliação.
Figura 4.8 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 durante o ensaio de
corrosão por esfoliação.
10 mm
43
A corrosão por esfoliação é um tipo de corrosão intergranular que ocorre
em grãos alongados provenientes do trabalho a frio do alumínio e promovem o
destacamento de grãos da estrutura do material. O mecanismo de corrosão por
esfoliação, assim como o de corrosão intergranular ainda não está bem
definido, porém o mais aceito tanto para a corrosão intergranular como para a
esfoliação é o da diferença de potencial entre os precipitados endurecedores,
ricos em Cu, agindo como catodo, e a região adjacente a eles empobrecida em
Cu, mais anódica e sujeita à corrosão por esfoliação [44].
(a) (b)
Figura 4.9 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 antes e após ensaio de
corrosão por esfoliação por um período de 96 horas (a). A ruptura
da amostra aconteceu na região da ZTMA (b).
O ensaio de corrosão por esfoliação da liga 2024-T351 soldada por FSW
foi realizado segundo a norma ASTM G34 [46], durante um período de 96
horas, porém este período de tempo foi elevado, e a junta não apresentou
resistência à corrosão apreciável, rompendo-se após a exposição ao meio
44
corrosivo. A Figura 4.9 (a) mostra a junta soldada antes e após ensaio de
corrosão por esfoliação por um período de 96 horas. A Figura 4.9 (b) mostra
que a fratura ocorreu na região da ZTMA.
Como a junta não resistiu ao ensaio de corrosão por esfoliação de 96
horas, o ensaio foi realizado com 48 horas. A junta soldada de alumínio
apresentou intensa corrosão, tanto na face como na raiz da solda, como pode
ser visto na Figura 4.10 (a). A Figura 4.10 (b) mostra a região da face da solda
com produtos de corrosão. É possível observar que o maior ataque ocorreu na
raiz da solda, onde existem trincas na região da lente de soldagem, Figura 4.10
(c).
(a) (c)
Figura 4.10 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 após ensaio de corrosão
por esfoliação por um período de 48 horas. (a) Face e raiz da
solda. (b) Ataque intenso na face. (c) Raiz da solda com trincas na
região da lente de soldagem.
(a) (b)
Face
Raiz
10 mm
1 mm
1 mm
45
Após ensaio de corrosão por esfoliação a junta soldada por FSW da liga
2024-T351 foi analisada por MO em sua seção transversal para avaliar a
profundidade de ataque corrosivo. Foi observada corrosão por esfoliação
intensa, EC, no metal base e grande intensidade de ataque na região da junta
soldada, ED, tanto na face como na raiz da solda. Na raiz da solda foram
observados pites P, com 200 µm de profundidade.
A Figura 4.11 (a) mostra a seção transversal da junta após ensaio de
corrosão por esfoliação segundo a norma ASTM G34 [46]. Pode-se observar
que o ataque é mais pronunciado do lado de avanço da ferramenta na ZTMA,
Figura 4.11 (d) como foi relatada por Billias, 1999 [40]. A caixa vermelha em
torno da junta soldada representa o tamanho original da junta antes do ensaio
de corrosão por esfoliação e a seta vermelha aponta a interface ZTMA/lente de
soldagem intensamente atacada. A junta apresentou profundidade de ataque
da ordem de 350 µm, tanto na região da face quanto da raiz da solda.
O metal base apresentou corrosão intergranular e esfoliação intensa,
pois devido ao volume do produto de corrosão ser três vezes maior do que o do
alumínio, isto resulta em uma tensão em cunha que eleva a superfície dos
grãos e provoca o destacamento de lamelas do material [37], como pode ser
visto na Figura 4.11 (b) [63]. Resultado semelhante foi observado nos trabalhos
de Robinson M.J. [44, 47].
A região da lente de soldagem apresentou intenso ataque por pite que
posteriormente nucleou o aparecimento de trincas nessa região, como está
mostrado nas Figuras 4.11 (c).
46
(a)
Figura 4.11 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 após ensaio de corrosão
por esfoliação. (a) Seção transversal da junta. (b) Metal base com
corrosão intergranular e esfoliação intensa, do tipo EC. (c) Raiz da
junta na região da lente de soldagem, com ataques intensos e pites
profundos e trincas, tipo P. (d) Interface entre a ZTMA/lente de
soldagem, tipo ED.
Regiões onde ocorre corrosão intergranular e pites são locais favoráveis
para a nucleação de trincas, que podem resultar em falhas catastróficas por
corrosão sob tensão, ou corrosão por fadiga [31]. A corrosão intergranular e por
pite, são as duas formas mais comuns de corrosão localizada em ligas de
alumínio em solução contendo cloretos.
(b) (c) (d)
47
A micrografia ótica da Figura 4.12 mostra o metal base com corrosão
intergranular e esfoliação intensa. Keddan M. et al, 1997 [36], trabalhando com
a mesma liga de alumínio obteve resultado semelhante.
Figura 4.12 Corrosão intergranular e esfoliação do metal base da liga 2024-
T351.
Através das micrografias obtidas por MEV foi observado maior ataque
corrosivo na junta soldada, como aconteceu no ensaio de corrosão
intergranular. A Figura 4.13 (a) mostra a seção transversal da junta soldada por
FSW da liga 2024-T351.
Pode-se observar que a região da solda foi intensamente atacada,
pois há uma grande perda de material. A Figura 4.13 (b) mostra a propagação
da trinca originada na lente de soldagem e caminhando em direção ao metal
base. A região da lente de soldagem foi intensamente atacada pela solução,
sobretudo na região da raiz da solda, devido ao tamanho reduzido dos grãos e
maiores contornos de grão há uma maior probabilidade de ataque. Como a
lente de soldagem experimenta menor temperatura durante o processo de
soldagem a dissolução dos precipitados torna-se difícil, assim a vizinhança
dessa região fica mais suscetível a reação anódica, como pode ser observada
na Figura 4.13 (c).
48
(a)
(b) (c)
Figura 4.13 Junta soldada por FSW da liga 2024-T351 após ensaio de corrosão
por esfoliação. (a) Seção transversal da junta soldada. (b) Metal
base com esfoliação intensa. (c) Ataque intenso na região da lente
de soldagem.
4.5 Corrosão sob Tensão
4.5.1 Metal Base (ao ar e taxa de deformação de 10
-6
s
-1
)
49
A Figura 4.14 apresenta os corpos de prova do metal base antes e após
o ensaio de corrosão sob tensão realizado ao ar e com taxa de deformação de
10
-6
s
-1
.
Figura 4.14 Corpos de prova do metal base da liga 2024-T351 antes e após o
ensaio de corrosão sob tensão realizada com taxa de deformação
de 10
-6
s
-1
ao ar.
Pela Figura 4.14 pode-se observar que a trinca se propaga na direção
perpendicular a tensão de tração até se aproximar da superfície do corpo de
prova. Então e trinca termina com ângulo de aproximadamente 45º com a
tensão de tração. Este é o ângulo em que a tensão de cisalhamento é máxima
[63].
Para calcular a deformação do corpo de prova após o ensaio, usou-se a
seguinte equação:
(
)
.100%
l
ll
l
∆l
Deformação
0
0f
0
−
==
(4.1)
Onde: l
f
é o comprimento final do corpo de prova após o ensaio, l
0
é o
comprimento inicial do corpo de prova (22,83 mm). A geometria e as medidas
do corpo de prova estão mostradas na Figura 3.2.
Após o ensaio, a amostra sofreu um alongamento de 5,4 mm no
comprimento inicial do corpo de prova. Esse alongamento representa uma
deformação de 24% em relação ao tamanho original do corpo de prova. Houve
10 mm
Ruptura
M
M
B
B
a
a
n
n
t
t
e
e
s
s
d
d
o
o
e
e
n
n
s
s
a
a
i
i
o
o
M
M
B
B
a
a
p
p
ó
ó
s
s
o
o
e
e
n
n
s
s
a
a
i
i
o
o
50
formação de empescoçamento moderado, e a taxa de deformação foi a causa
da fratura do corpo de prova.
A Figura 4.15 mostra a curva tensão-deformação do metal base da liga
2024-T351. O limite de resistência à tração do metal base é da ordem de 440
MPa. A curva tensão-deformação do metal base é típica de um material dútil
que apresenta deformação plástica substancial com grande absorção de
energia até a fratura.
Figura 4.15 Curva tensão-deformação do metal base da liga 2024-T351
ensaiada ao ar com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
.
A superfície de fratura apresentou uma estrutura irregular e fibrosa
composta por microcavidades esféricas, dimples, o que é indicativo de
deformação plástica, como pode ser visto na fractografia da Figura 4.16. Essa
estrutura é característica de fratura dútil causada por tração uniaxial. As
microcavidades com formato em “C” são formadas na borda de cisalhamento.
51
Figura 4.16 Microestrutura da superfície de fratura do metal base da liga 2024-
T351, composta por dimples, após ensaio de corrosão sob tensão
realizada ao ar, com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
.
4.5.2 Junta Soldada (ao ar e taxa de deformação de 10
-6
s
-1
)
Após o ensaio de corrosão sob tensão a junta sofreu um alongamento
de 1,50 mm no comprimento útil do corpo de prova, alongamento menor do que
o metal base. Esse alongamento representa uma deformação de 6,3 % em
relação ao tamanho original do corpo de prova. Houve formação de
empescoçamento moderado, e a taxa de deformação foi à causa da fratura do
corpo de prova, como aconteceu para o metal base no mesmo meio e mesma
taxa de deformação.
A Figura 4.17 mostra a curva tensão-deformação do metal base e da
junta soldada por FSW da liga 2024-T351 ensaiada ao ar e com taxa de
deformação de 10
-6
s
-1
. O limite de resistência à tração da junta soldada é da
ordem de 380 MPa, ou seja, 14% menor do que o metal base. Ambos os
corpos de prova apresentaram comportamento tensão-deformação do tipo dútil.
52
Figura 4.17 Curva tensão-deformação do metal base e da junta soldada por
FSW da liga 2024-T351 ensaiada com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
, ao ar.
Houve uma perda significativa da dutilidade do metal base para a junta
soldada por FSW da liga 2024-T35 nos ensaios realizados ao ar com taxa de
deformação de 10
-6
s
-1
. Esta perda de ductilidade pode ser atribuída às
mudanças microestruturais causadas durante o processo de soldagem. A
dissolução ou o coalescimento dos precipitados durante o processo de
soldagem provoca uma perda de microdureza do material e a região da ZTMA
por ser a mais macia sofre maior efeito da deformação [49].
A superfície de fratura foi analisada por MEV. A Figura 4.18 mostra a
superfície de uma fratura do tipo taça e cone, característica de fratura dútil. A
Figura 4.19 mostra a superfície de fratura. Podem-se observar dimples,
caracterizando a natureza dútil da fratura na junta soldada.
Junta soldada
p
or FSW
(
ar
,
10
-6
s
-1
)
MB
(
ar
,
10
-6
s
-1
)
53
Figura 4.18 Superfície de fratura da junta soldada da liga 2024-T351, após
ensaio de corrosão sob tensão, com taxa de deformação 10
-6
s
-1
,
ao ar.
Figura 4.19 Microestrutura da superfície de fratura da junta soldada da liga
2024-T351, mostrando dimples, após ensaio de corrosão sob
tensão, ao ar com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
.
A Figura 4.20 mostra a micrografia ótica da seção transversal da junta
soldada, após ensaio de corrosão sob tensão, ao ar e com taxa de deformação
de 10
-6
s
-1
. Pode-se perceber que a fratura terminou com ângulo de
aproximadamente 45º com o eixo de tração, como ocorreu com o metal base. A
fratura ocorreu na região da ZTMA, no lado de retrocesso da solda, pois é a
região de menor dureza, (70 HV), como foi observado na seção 4.2.
54
Figura 4.20 Micrografia ótica da junta soldada da liga 2024-T351 testada ao ar
com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
, mostrando que a ruptura
ocorreu na ZTMA, no lado de retrocesso da solda. Seção
transversal.
4.5.3 Junta Soldada (em NaCl 3,5% e taxa de deformação de 10
-6
s
-1
)
Após o ensaio, a amostra sofreu um alongamento de 1,1 mm do
comprimento útil do corpo de prova. Esse alongamento representa uma
deformação de 4,8% em relação ao tamanho original do corpo de prova. Houve
formação de empescoçamento moderado, e a taxa de deformação foi à causa
da fratura do corpo de prova, como aconteceu para a junta ao ar e mesma taxa
de deformação. O meio corrosivo influenciou pouco no desempenho de tração
do corpo de prova.
É possível observar que não houve diferença no comportamento tensão-
deformação da junta soldada em ensaio realizado ao ar e em solução de NaCl
3,5% com taxas de deformação de 10
-6
s
-1
. A Figura 4.21 mostra a curva
tensão-deformação da junta soldada por FSW da liga 2024-T351 ensaiada ao
ar e em solução de NaCl 3,5% com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
. A junta
soldada em solução de NaCl 3,5% apresentou limite de resistência à tração da
ordem de 330 MPa, ou seja, 25% menor do que o metal base. É possível
observar que houve uma diminuição da deformação e da tensão até a fratura
55
da junta soldada em meio de cloretos em relação à junta soldada ao ar, porém
manteve-se na mesma ordem de grandeza. A presença de defeitos, ou a
ruptura pontual do filme passivo, pode ter sido a responsável pelo início da
trinca e posterior ruptura do material. O meio corrosivo influenciou pouco no
desempenho da amostra. A junta apresenta curva tensão-deformação de
material do tipo dútil.
Figura 4.21 Curva tensão-deformação da junta soldada por FSW da liga 2024-
T351 ensaiada ao ar e em solução de NaCl 3,5% com taxa de
deformação de 10
-6
s
-1
.
De acordo com Lohwasser D, 2003 [52] a resistência à corrosão sob
tensão das ligas de alumínio 2024-T3 soldadas por FSW ocorre devido a um
mecanismo de corrosão intergranular onde a direção preferencial para a
corrosão é o contorno de grão, geralmente devido à precipitação de
intermetálicos nos contornos ou à existência de segregações nesse local [49,
50].
Junta soldada por FSW (NaCl 3,5%, 10
-
6
s
-
1
)
Junta soldada por FSW (ar, 10
-
6
s
-
1
)
56
Por MEV foi observada a superfície de fratura na Figura 4.22. A
superfície de fratura da junta soldada ensaiada em solução de NaCl 3,5% com
taxa de deformação de 10
-6
s
-1
, mostra que a fratura é do tipo taça e cone. A
Figura 4.23 apresenta a superfície de fratura composta por dimples,
característica de fratura dútil. O aspecto dútil da superfície de fratura do metal
base é maior do que para o encontrado na junta soldada ensaiada em solução
de cloreto.
Figura 4.22 Superfície de fratura da junta soldada da liga 2024-T351, após
ensaio de corrosão sob tensão, em solução de NaCl 3,5% e com
taxa de deformação de10
-6
s
-1
.
Figura 4.23 Microestrutura da superfície de fratura da junta soldada da liga
2024-T351, mostrando dimples, após ensaio de corrosão sob
tensão em solução de NaCl 3,5%, e taxa de deformação de 10
-6
s
-1
.
57
Figura 4.24 mostra a micrografia ótica da seção transversal da junta
soldada após ensaio de corrosão sob tensão, realizado em solução de NaCl
3,5% com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
. O aspecto da fratura mostra que a
tensão de cisalhamento prevaleceu na causa da fratura, e o ângulo de término
da fratura foi de aproximadamente 45º com o eixo de tração. A ruptura ocorreu
na ZTMA no lado de retrocesso da solda, como foi observado para o ensaio da
junta realizado ao ar.
Figura 4.24 Micrografia ótica da junta soldada da liga 2024-T351 testada em
solução de NaCl 3,5%, com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
. A
ruptura ocorreu na região da ZTMA, no lado de retrocesso da
solda. Seção transversal.
4.5.4 Junta Soldada (em NaCl 3,5% e taxa de deformação de 10
-7
s
-1
)
Após o ensaio, a amostra sofreu um alongamento de 0,4 mm do
comprimento útil do corpo de prova, alongamento muito menor do que os
corpos de prova ensaiados com taxa de deformação maior, 10
-6
s
-1
. Esse
alongamento representa uma deformação de 1,5% em relação ao tamanho
original do corpo de prova.
A junta soldada apresentou limite de resistência à tração da ordem de
260 MPa, ou seja, 41 % menor do que o metal base. A Figura 4.25 mostra o
gráfico do comportamento tensão-deformação da junta soldada por FSW da
58
liga 2024-T351 ensaiada em solução de NaCl 3,5% com taxa de deformação
de 10
-7
s
-1
em comparação com a curva tensão-deformação do metal base. O
comportamento da falha é característico daquele apresentado por materiais
frágeis, embora a liga metálica seja intrinsecamente dútil. Além disso, as
trincas podem formar-se em níveis de tensão relativamente baixos,
significativamente abaixo do limite de resistência à tração.
Figura 4.25 Mostra o gráfico do comportamento tensão-deformação da junta
soldada por FSW da liga 2024-T351 ensaiada em solução de NaCl
3,5% com taxa de deformação de 10
-7
s
-1
e do metal base ao ar
com taxa de deformação 10
-6
s
-1
.
A superfície de fratura da junta soldada ensaiada em solução de NaCl
3,5% com taxa de deformação de 10
-7
s
-1
foi observada por MEV. A Figura 4.26
mostra a superfície de fratura.
59
Figura 4.26 Superfície de fratura da junta soldada da liga 2024-T351, após
ensaio de corrosão sob tensão realizado em solução de NaCl 3,5%,
com taxa de deformação de 10
-7
s
-1
.
As juntas soldadas ensaiadas em solução de NaCl 3,5% e taxa de
deformação de 10
-7
s
-1
apresentaram uma microestrutura não mais composta
por dimples e sim uma microestrutura com regiões atacadas pela corrosão dos
íons cloreto, como pode ser visto na Figura 4.27 (a) e (b).
(a) (b)
Figura 4.27 (a) superfície de fratura da junta soldada por FSW da liga 2024-
T351 com regiões atacadas pelo meio corrosivo e regiões frágeis.
(b) região atacada pela solução de NaCl 3,5%.
Corrosão
Frágil
60
A Figura 4.28 mostra a micrografia ótica da seção transversal da junta
soldada após ensaio de corrosão sob tensão, em solução de NaCl 3,5% com
taxa de deformação de 10
-7
s
-1
. Observa-se na superfície de fratura ataques
localizados profundos mais pronunciados na raiz da junta soldada, pois como já
foi mencionado, devido a menor temperatura dessa região, os precipitados não
são dissolvidos e agem como catodos na reação anódica [18]. O efeito
associado da taxa de deformação e do meio corrosivo foram os responsáveis
pela ruptura do material. A fratura ocorreu na ZTMA no lado de retrocesso da
solda, região com menor valor de microdureza.
Figura 4.28 Micrografia ótica da junta soldada da liga 2024-T351 testada em
solução de NaCl 3,5%, com taxa de deformação de 10
-7
s
-1
. A
fratura ocorreu na região da ZTMA, no lado de retrocesso da solda.
Seção transversal.
Nos ensaios realizados com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
, não foi
possível identificar a corrosão sob tensão, ao ar e em solução de NaCl 3,5%. A
fratura das juntas foi do tipo dútil, devido a possíveis defeitos pré-existentes na
microestrutura do material ou da usinagem dos corpos de prova. Houve uma
perda da dutilidade das juntas soldadas nos ensaios realizados em solução de
NaCl 3,5% com taxa de deformação de 10
-6
s
-1
em relação ao realizado ao ar,
porém pelas micrografias, pode-se concluir que não houve efeito associado de
corrosão e deformação mecânica.
61
As juntas ensaiadas em solução de NaCl 3,5% com taxa de deformação
de 10
-7
s
-1
foram susceptíveis à corrosão sob tensão. A ruptura dessas juntas
ocorreu devido às trincas nucleadas pela corrosão localizada dos íons cloreto
presente na solução de ensaio. Todas as amostras fraturaram na região da
ZTMA, o que já foi relatado por outros autores como a região mais susceptível
à corrosão sob tensão em juntas soldadas similarmente por FSW [52], devido à
distribuição irregular dos precipitados ricos em Cu nos contornos de grão que
agem como catodo na reação anódica. As amostras ensaiadas ao ar fraturam
na região com menor valor de microdureza da junta, na ZTMA.
A Figura 4.29 mostra a curva tensão-deformação do metal base e da
junta soldada por FSW da liga 2024-T351, tanto ao ar quanto em NaCl 3,5%,
com taxas de deformação de 10
-6
s
-1
e 10
-7
s
-1
. Pela Figura 4.29 é observado
que a junta ensaiada com taxa de deformação de 10
-7
s
-1
é suscetível à
corrosão sob tensão, pois apresenta um comportamento frágil, embora a liga
metálica seja intrinsecamente dútil.
Figura 4.29 Mostra a curva tensão-deformação do metal base e da junta
soldada por FSW da liga 2024-T351 ensaiada ao ar e em solução
de NaCl 3,5% com taxas de deformação de 10
-6
e 10
-7
s
-1
.
62
Quanto menor a taxa de deformação, menor o alongamento sofrido até
a fratura, pois como a amostra permanece por mais tempo exposta ao meio, a
corrosão é nucleada fragilizando o material e diminuindo a resistência à fratura.
A Tabela 4.1 mostra a deformação o alongamento e o tempo de ensaio do
metal base e da junta soldada após os ensaios de corrosão sob tensão.
Tabela 4.1 Taxas de deformação (s
-1
), alongamento (mm), deformação (%),
tempo de ensaio (h) e limite de resistência à tração (MPa), após o
ensaio de corrosão sob tensão nos diferentes meios.
Amostra
Taxa de
deformação
Alongamento
(mm)
Deformação
(%)
Tempo
de
ensaio
(h)
σ
r
(MPa)
Metal base, ao ar 10
-6
s
-1
5,4 24 64 440
Junta soldada, ao ar 10
-6
s
-1
1,5 6,3 16 380
Junta soldada, NaCl 3,5% 10
-6
s
-1
1,1 4,8 10 330
Junta soldada, NaCl 3,5% 10
-7
s
-1
0,4 1,5 70 260
4.6 Polarização Anódica Potenciodinâmica
A Figura 4.30 mostra as curvas de polarização anódica em solução de
NaCl 3,5% para o metal base da liga 2024-T351.
63
Figura 4.30 Curvas de polarização potenciodinâmica em solução de NaCl 3,5%
para o metal base da liga 2024-T351. Taxa de varredura: 1 mV/s.
A curva de polarização apresenta um patamar com densidade de
corrente da ordem de 10
-4
A/cm
2
, porém densidades de corrente passivas são
menores da ordem de, 10
-6
e 10
-5
A/cm
2
. Devido à densidade relativamente
alta, este patamar não é considerado como patamar de passivação. Resultado
semelhante foi obtido por Buchheith JR. et al., 1990 [64] e por Corral, et al.
2000 [57].
Com a varredura de potenciais no sentido anódico foi observado um
aumento da densidade de corrente no potencial de -570 mV. Propõe-se que
esse aumento da densidade de corrente seja atribuído a corrosão da matriz de
alumínio e não pites, uma vez que pites foram encontrados em valores abaixo
desse potencial.
Jin Feng Li, et al, 2005 [65] encontrou curva de polarização semelhante,
com densidade de corrente crescente com o potencial, o que foi atribuído à
dissolução de precipitados da fase S (Al
2
MgCu). Em solução de cloreto, o Mg
MB 2024-T351
64
contido nas partículas S, por ser mais ativo, é preferencialmente dissolvido,
resultando em uma partícula rica em Cu e o potencial da partícula torna-se
mais nobre. Assim, outra célula galvânica é formada, onde o S corroído é
catodo, e a região adjacente a S é anodo, suscetível à dissolução anódica.
Foram obtidas imagens dos pites por microscopia ótica. Após 20 minutos
de circuito aberto, iniciou-se a varredura de potencial a partir do potencial de
circuito aberto até que a densidade de corrente atingisse 2x10
-4
A/cm
2
, com
taxa de varredura de 1 mV/s. A Figura 4.31 (a) apresenta imagens de pites
formados na liga 2024-T351. Observa-se que os pites estão localizados na sua
maioria nos contornos dos grãos, como pode ser visto na Figura 4.31 (b).
(a) (b)
Figura 4.31 (a) pites formados no metal base da liga 2024-T351, após teste
potenciodinâmico em NaCl 3,5% até densidade de corrente de
2x10
-4
A/cm
2
. (b) pites nucleados nos contornos dos grãos. Taxa de
varredura: 1 mV/s.
A região de contorno de grão é um local mais suscetível à corrosão por
pite por ser uma região de descontinuidade em que há segregação de
elementos, introduzindo defeitos no filme passivo.
A Figura 4.32 mostra as curvas de polarização anódica em solução de
NaCl 3,5% para a junta soldada por FSW.
Pela figura 4.32 observa-se que o comportamento anódico da junta
soldada por FSW da liga 2024-T351 é semelhante ao metal base. A curva de
65
polarização apresenta um patamar com densidade de corrente da ordem de 10
-
4
A/cm
2
, devido à densidade relativamente alta, este patamar não é
considerado patamar de passivação [64].
Com a varredura de potenciais no sentido anódico foi observado um
aumento da densidade de corrente em potencial de -400 mV. Como no metal
base é proposto que esse aumento da densidade de corrente esteja associado
à corrosão da matriz e não representa o potencial de pite, pois pites foram
encontrados em potenciais abaixo desse.
Figura 4.32 Curvas de polarização potenciodinâmica em solução de NaCl 3,5%
para a junta soldada por FSW. Taxa de varredura: 1 mV/s.
Foram obtidas imagens dos pites por microscopia ótica, após ensaio de
polarização potenciodinâmica utilizando o mesmo procedimento usado para o
metal base. Após 20 minutos de circuito aberto, iniciou-se a varredura de
potencial a partir do potencial de circuito aberto até que a densidade de
corrente atingisse 2x10
-4
A/cm
2
, com taxa de varredura de 1 mV/s.
Junta soldada por FSW 2024-T351
66
A Figura 4.33 apresenta imagens de pites formados na junta soldada por
FSW após teste potenciodinâmico em NaCl 3,5%. (a) Pites no metal base; (b)
pites na lente de soldagem; (c) pites na ZTMA.
(a)
(b)
(c)
Figura 4.33 Mostra imagens de pites formados na junta soldada por FSW, após
teste potenciodinâmico em NaCl 3,5%. (a) Pites na região do metal
base; (b) pites na região da lente de soldagem; (c) pites na região
da ZTMA.
67
Através da Figura 4.33 pode-se observar que existe maior densidade de
pites na região da solda, compreendida por lente de soldagem e ZTMA do que
no metal base. É possível observar que a nucleação dos pites se dão nos
contornos dos grãos preferencialmente. A ZTMA foi a que sofreu maior ataque
por pites como pode ser visualizado na Figura 4.33 (c).
A Figura 4.34 mostra as curvas de polarização anódica para o metal
base e para a junta soldada por FSW da liga 2024-T351 em solução de 3,5%
de NaCl.Observa-se que o potencial de circuito aberto tanto da junta soldada
quanto do metal base são semelhantes, -1,0 V. Este valor de potencial de
corrosão para a liga 2024 foi observado por Jin Feng Li, et al, 2005 [65], como
também por Jianjun Ren, Yu Zuo, 2004 [66].
Figura 4.34 Curvas de polarização potenciodinâmica em solução de NaCl 3,5%
para o metal base e para a junta soldada por FSW da liga 2024-
T351. Taxa de varredura: 1 mV/s.
Junta soldada
p
or FSW 2024-T351
MB 2024-T351
68
É possível observar que o comportamento anódico da junta soldada
apresentou densidade de corrente menor do que o metal base. A densidade de
corrente menor da junta soldada está associada á dissolução ou ao
coalescimento dos precipitados durante o processo de soldagem. No metal
base, onde os precipitados estão uniformemente distribuídos, a dissolução
anódica é favorecida. Resultado semelhante foi observado por Frankel G.S.e
Xia Z., 1999, [67].
69
5 CONCLUSÕES
1- A soldagem por FSW altera a microestrutura da liga de alumínio 2024-T351.
A lente de soldagem recristaliza com grãos refinados, enquanto a ZTMA
apresenta grãos deformados pela ação da ferramenta.
2- A região da lente de soldagem apresenta valor de microdureza 30% menor
(80 HV) do que o metal base (110 HV). Um valor mínimo de dureza é
observado há aproximadamente 2 mm da lente de soldagem, presente em
ambos os lados da solda e representa a transição da ZTMA para a ZTA (70
HV). Essa perda de dureza pode ser atribuída à dissolução dos precipitados
pelo ciclo térmico ou pelo superenvelhecimento das partículas S.
3- A liga 2024-T351 soldada por FSW é susceptível à corrosão intergranular e
à corrosão por esfoliação em ambientes contendo cloreto. A junta soldada
apresenta uma corrosão mais acentuada do que o metal base.
4- A suscetibilidade à corrosão sob tensão só é identificada com taxas de
deformação de 10
-7
s
-1
. A trinca se propaga intergranularmente na ZTMA,
por efeito associado do meio e da taxa de deformação.
5- O comportamento anódico do metal base em solução de NaCl 3,5% e o da
junta soldada por FSW da liga 2024-T351 tem comportamento anódico
distinto. A curva de polarização do metal base é deslocada para maiores
valores de densidade de corrente e menores valores de potenciais.
6- Pites estáveis ocorrem a baixas correntes e baixos potenciais, apesar do
potencial de pites não ser bem definido na curva de polarização.
7- Os pites nucleiam preferencialmente nos contornos de grão.
70
71
6 SUGESTÕES PARA FUTUROS TRABALHOS
1- Estudar os mecanismos que deslocam as curvas de polarização para a
direita e baixos potenciais.
2- Estudar os mecanismos que atuam na dissolução da liga 2024-T351 em
altos potenciais.
3- Avaliar a resistência à corrosão das juntas em função dos parâmetros de
soldagem e composição da liga.
72
73
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