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FICHA CATALOGRÁFICA
Elaborada pela Seção Técnica de Aquisição e Tratamento da Informação
Serviço Técnico de Biblioteca e Documentação da UNESP - Ilha Solteira.
Yamasaki, Márcio Iuji.
Y19f Fabricação e caracterização metalográfica e mecânica de tiras de ligas metálicas
fundidas e tixolaminadas no estado semi-sólido de diferentes intervalos de solidifica-
ção / Márcio Iuji Yamasaki. -- Ilha Solteira : [s.n.], 2008
298 f. : il., fots. (algumas color.)
Dissertação (mestrado) - Universidade Estadual Paulista. Faculdade de Engenha-
ria de Ilha Solteira. Área de conhecimento: Materiais e Processos de Fabricação, 2008
Orientador: Antonio de Pádua Lima Filho
Bibliografia: p. 207-218
1. Laminação de tiras metálicas semi-sólidas. 2. Metais – Processos de solidifica-
ção rápida. 3. Metais não ferrosos – Fundição. 4. Estampagem (Trabalhos em me-
tal). 5. Anisotropia.
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UNIVERSIDADE ESTADUAL PAULISTA
CAMPUS DE ILHA SOLTEIRA
FACULDADE DE ENGENHARIA DE ILHA SOLTEIRA
CERTIFICADO DE APROVAÇÃO
TÍTULO:
FABRICAÇÃO E CARACTERIZAÇÃO METALOGRÁFICA E MECÂNICA DE TIRAS DE
LIGAS METÁLICAS FUNDIDAS E TIXOLAMINADAS NO ESTADO SEMI-SÓLIDO DE
DIFERENTES INTERVALOS DE SOLIDIFICAÇÃO
AUTOR: MÁRCIO IUJI YAMASAKI
ORIENTADOR: Prof. Dr. ANTONIO DE PADUA LIMA FILHO
Aprovado como parte das exigências para obtenção do Título de MESTRE em ENGENHARIA
MECÂNICA pela Comissão Examinadora:
Prof. Dr. ANTONIO DE PADUA LIMA FILHO
Departamento de Engenharia Mecânica / Faculdade de Engenharia de Ilha Solteira
Prof. Dr. JOÃO BATISTA CAMPOS SILVA
Departamento de Engenharia Mecânica / Faculdade de Engenharia de Ilha Solteira
Prof. Dr. ALCIDES PADILHA
Departamento de Engenharia Mecânica / Faculdade de Engenharia de Bauru
Data de realização: 03 de setembro de 2008.
Presidente da Comissão Examinadora
Prof. Dr. ANTONIO DE PADUA LIMA FILHO
Dedicatória
Dedico este trabalho aos meus pais, Akio e Fumi e aos meus irmãos Renato e Luiza,
pelo apoio e incentivo durante toda a minha vida acadêmica.
Ao meu orientador Dr. Antonio de Pádua Lima Filho, pela orientação, amizade,
confiança e ajuda ao meu desenvolvimento pessoal.
Agradecimentos
Agradeço a CAPES pelo apoio financeiro e ao Departamento de Engenharia Mecânica e ao
Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica pela oportunidade;
Agradeço a Pró-Reitoria de Pós-Graduação e Pesquisa da UNESP e ao Departamento de
Engenharia Mecânica pelo financiamento para participação em visitas técnicas e em eventos
científicos;
Agradeço a FONSECO pela doação da cola refratária e do desmoldante a base de grafite
coloidal, e também a COOKSON ELETRONICS pela doação das ligas de chumbo-estanho
utilizadas no experimento;
Agradeço a todos os funcionários da biblioteca, em especial a João Josué Barbosa e Marta
Satiko Suzuki pelo apoio durante a pesquisa;
Agradeço ao Eng. Leandro Akita Ono ao auxílio nos ensaios experimentais, durante a
graduação.
Agradeço aos técnicos do Departamento de Engenharia Civil, Ronaldo Mendes do Amaral e
Gilson Campos Correia pelo auxílio durante os ensaios que utilizaram as prensas de seus
laboratórios;
Agradeço ao técnico Everaldo Leandro de Moraes do Departamento de Engenharia Elétrica
pelo suporte técnico e pelo apoio e empréstimo do osciloscópio eletrônico;
Agradeço aos técnicos do Departamento de Engenharia Mecânica, Marino Teixeira Caetano e
Edvaldo Silva de Araújo;
Agradeço ao técnico Elias Amaral dos Santos pelas filmagens, fotografias digitais e pelo
suporte técnico de informática;
Agradeço ao Prof. Dr. Edson Del Rio Vieira e aos fotógrafos Valdeir Antônio Rodrigues e
Moisés Pereira Lima pelas filmagens e fotografias digitais;
Agradeço a Profª. Edmar Maria Lima Lopes do Departamento de Matemática pelo
empréstimo do sistema de aquisição de temperatura.
Agradeço ao Prof. Dr. Ruís Camargo Tokimatsu pelo empréstimo do indicador digital de
deformação TMDE.
Agradeço ao Prof. Dr. Hidekasu Matsumoto e ao grupo de pesquisa GPU pelo empréstimo do
rugosímetro digital.
Agradeço ao meu orientador Prof. Dr. Antonio de Pádua Lima Filho que me acompanhou
durante todo esse período mostrando o caminho, opinando e incentivando-me.
“O aviador se teme as alturas, não põe o avião a
voar e perde o benefício da viagem. Quem foge
dos problemas passa a vida sem viver.”
Lourival Lopes
Lista de figuras
Figura 3.1. Micrografia típica de microestrutura dendrítica de um fundido (a) e
microestrutura globular de uma liga em estado semi-sólido (b) (ATKINSON,
2005). .............................................................................................................................. 36
Figura 3.2. Comparação dos processos de fundição com a reofundição e a tixofundição
(VIRNARCIK, 2003). ..................................................................................................... 36
Figura 3.3. Rotas correntes de processamento na produção de semi-sólidos de acordo com
a história térmica (KOOP; SHIMAHARA, 2002). ......................................................... 39
Figura 3.4. Diagrama esquemático mostrando os mecanismos de deformação da pasta
metálica (CHEN; TSAO, 1997). ..................................................................................... 40
Figura 3.5. Viscosímetro tipo Couette (FLEMINGS; RIEK; YOUNG, 1976). ....................... 41
Figura 3.6. Ensaios de fluidez: espiral (a) e vácuo (b) (CAMPBELL, 2003, GARCIA,
2001). .............................................................................................................................. 43
Figura 3.7. Fluxo e solidificação de metais puros sem superaquecimento (NIESSE;
FLEMINGS; TAYLOR, 1959): (a) o metal líquido entra no canal formando grãos
colunares com interface plana; (b) ocorre o crescimento de grãos colunares na
superfície do canal; e (c) as frentes de solidificação bloqueiam a entrada do metal
líquido. ............................................................................................................................ 44
Figura 3.8. Fluxo e solidificação de metais puros com superaquecimento (NIESSE;
FLEMINGS; TAYLOR, 1959): (a) o metal líquido entra no canal e dissipa calor
antes da solidificação iniciar; (b) a solidificação inicia com o crescimento de grãos
colunares; (c) ocorrência do bloqueio do fluxo............................................................... 44
Figura 3.9. Fluxo e solidificação de ligas sem superaquecimento (NIESSE; FLEMINGS;
TAYLOR, 1959): (a) o metal líquido entra no canal com formação de grãos
colunares com interface irregular inicial; (b) crescimento dos grãos colunares; (c) o
bloqueio ocorre, cruzando a secção parcialmente solidificada, mas suficiente para
evitar o fluxo. .................................................................................................................. 46
Figura 3.10. Fluxo e solidificação de uma liga sem superaquecimento (NIESSE;
FLEMINGS; TAYLOR, 1959): (a) o metal líquido entra no canal, nucleando finos
grãos equiaxiais; (b) a nucleação continua e grãos finos crescem rapidamente
quando o fluxo progride; (c) o fluxo cessa quando a concentração do nível crítico
de grãos sólidos é alcançada. .......................................................................................... 46
Figura 3.11. Fluidez da liga Sn-Pb (RAGONE; ADAMS; TAYLOR, 1956b). ....................... 47
Figura 3.12. Comportamento do escoamento de diferentes tipos de matérias viscosos
(ATKINSON, 2005, POIRIER; GEISER, 1994). ........................................................... 49
Figura 3.13. Projeto do laminador duo inicialmente desenvolvido por Bessemer - H.
Bessemer, US Patent no. 409,053, (1865) (LUITEN; BLOK, 2003, LUITEN,
1973). .............................................................................................................................. 53
Figura 3.14. Hazelett Belt Caster (HAZELETT, 1966). .......................................................... 54
Figura 3.15. Distribuição mundial do processo Hazelett para produção de tiras não
ferrosas.
http://www.hazelett.com/casting_machines/strip_casting_machines/customers/custo
mers.php (acessado em 12/03/2008). .............................................................................. 54
Figura 3.16. Comparação do lingotamento contínuo (thick slab caster), lingotamento
contínuo de placas finas (thin slab cast) e fabricação de tiras fundidas (strip caster),
(CARPENTER, 2004, TSUKIGAHORA et al., 1993). .................................................. 57
Figura 3.17. Produção industrial cumulativa da Nucor CASTRIP a partir de 2003
(SHUEREN et al., 2007). ................................................................................................ 61
Figura 3.18. Processo convencional de fabricação de tiras e outros exemplos para a
fabricação de tiras diretamente do estado líquido. .......................................................... 63
Figura 3.19. Ilustração esquemática do processo de solidificação da tira entre os cilindros
(HAGA; NISHIYAMA; SUZUKI, 2003d). .................................................................... 64
Figura 3.20. Mecanismo de formação de defeito na face da tira em contato com o cilindro
inferior (cilindro de solidificação) (HAGA; SUZUKI, 2003c). ...................................... 65
Figura 3.21. Influência da altura do fundido no bocal do cilindro de solidificação
(HAGA; SUZUKI, 2003c). ............................................................................................. 66
Figura 3.22 Ilustração esquemática da combinação da calha de resfriamento (Cooling
Slope) laminador de tiras Twin Roll da liga de alumínio A356 (HAGA, 2001a,
HAGA, 2002b). ............................................................................................................... 67
Figura 3.23. Esquema ilustrativo mostrando a aplicação do arame durante a fabricação da
tira a partir do fundido (HAGA; TAKAHASHI, 2004b). Vide Figura 3.18 (f) para
comparação. .................................................................................................................... 68
Figura 3.24 Esquema do processo Single Roll modelo ARMCO com diferentes zonas de
transferência de calor (LI; THOMAS, 1996). V
c
velocidade do cilindro. ...................... 69
Figura 3.25. Influência do tempo de contato do fundido com a espessura da tira de acordo
com o método STRIP1D (modelo de transferência de calor transiente) de Li e
Thomas (1996) e os dados experimentais da ARMCO (Heat 840, 855, 848, 849)
(BIRAT et al., 1991). ...................................................................................................... 70
Figura 3.26. Gráfico do coeficiente de transferência de calor do gap (vazio) e a
temperatura dos rolos do processo por cilindro único (single roll) (LI; THOMAS,
1996). .............................................................................................................................. 71
Figura 3.27. (a) Esquema da solidificação do fundido entre os cilindros através das
secções e (b) gráfico do coeficiente de transferência de calor nas áreas de I a IV
(KOOP et al., 1998). ....................................................................................................... 72
Figura 3.28. Ilustração esquemática das diferentes zonas macroestruturais no lingote (a) e
durante a fabricação de tiras metálicas fundidas (b) (TRIVEDI, 1978, XU, 2006,
FERRY, 2006). ............................................................................................................... 76
Figura 3.29. Esquema dos rolos do laminador mostrando o processo de crescimento da
dendrita no fluxo de fluído (TAKATANI; GANDIN; RAPPAZ, 2000). ....................... 77
Figura 3.30. Simulação da morfologia dendrítica (f
s
=0,1), mostrando o perfil de soluto e
vetores de fluxo com super-resfriamento térmico de
Δ
T=12 K e composição inicial
da liga de (a) 1% em massa de Cu, (b) 2% em massa de Cu, e (c) 4% em massa de
Cu. A parte superior da figura indica pura difusão das dendritas (P
e
=0) e na parte
inferior mostra o crescimento dendrítico na presença de convecção forçada, ou seja,
com P
e
=0,047 (Número de Péclet) (MING-FANG et al., 2008). ................................... 79
Figura 3.31. Ilustração da morfologia de transição de dendrítico de forma esférica para
roseta com aumento da taxa de cisalhamento e turbulência (FAN, 2002). ..................... 80
Figura 3.32. Fatores que influenciam o comprimento das ramificações dendríticas
(GARCIA, 2001). ............................................................................................................ 83
Figura 3.33. Esquema ilustrativo da orientação dos grãos: textura aletório (a); orientação
preferencial (b). ............................................................................................................... 85
Figura 4.1. Laminador duo irreversível empregado para simular o processo de produção
de tiras no estado semi-sólido. ........................................................................................ 87
Figura 4.2. Bocais de geometria 100 x 90 x 85 mm aproximadamente acoplado ao
cilindro inferior para armazenar/dirigir a pasta metálica (a); (b); (c) e suporte para
os bocais 240 x 125 mm aproximadamente (d). Nota-se a curvatura esculpida nos
bocais para obter um bom acoplamento para a tixolaminação. ...................................... 88
Figura 4.3. Ilustração esquemática da geometria de cada bocal mostrando o ângulo
máximo de contado do metal fundido com o cilindro de solidificação. ......................... 90
Figura 4.4. Suporte da calha de resfriamento (a); e detalhes da calha mostrando o
mecanismo de controle de altura e ângulo da mesma (b). A calha foi pintada com
desmoldante a base de grafite coloidal (Dycote 176). .................................................... 91
Figura 4.5 Projeto inicial da panela intermediária (tundish) feito de grafite objetivando o
posicionamento do vazamento na calha de resfriamento. ............................................... 92
Figura 4.6. A panela intermediária (tundish) atual feita de material refratário (sílico
aluminoso poroso de fácil moldagem) para o controle estático do fluxo durante a
operação de vazamento. A calha de resfriamento já instrumentada com termopares
cromel/alumel tipo K de 3 mm de diâmetro. .................................................................. 92
Figura 4.7. Bocal de acoplamento inicialmente projetado (a); e barreira removedora de
escória/óxido montada junto ao bocal (b). ...................................................................... 93
Figura 4.8. Diagrama esquemático de fases da liga Pb-Sn empregada neste trabalho
(ASM-HANDBOOK, 1990). .......................................................................................... 94
Figura 4.9. Material na forma comercial antes de ser carregado no cadinho (a); e a liga
Pb/Sn já fundida no forno para a operação de vazamento na calha de resfriamento
para a produção do material semi-sólido (b). .................................................................. 96
Figura 4.10. Foto ilustrativa do forno mostrando o controlador de temperatura na parte
superior e as repartições internas do forno. ..................................................................... 96
Figura 4.11. Esquema do laminador duo irreversível utilizado no experimento. No
detalhe, têm-se os termopares (T
1
, T
2
e T
3
) igualmente espaçados de 100 mm
aproximadamente pela calha de resfriamento e uma panela intermediária (tundish)
acoplados, com a função do controle estático do fundido durante o processo. Os
termopares T
4
e T
5
são posicionados respectivamente no bocal e junto ao cilindro
inferior. ............................................................................................................................ 97
Figura 4.12. Diagrama esquemático mostrando os processos por cilindro único (single
roll) (a) e cilindros duplos (twin roll) (b), usados na obtenção da tira semi-sólida
fundida e tixolaminada respectivamente. ........................................................................ 98
Figura 4.13. Dispositivo projetado para a laminação das tiras semi-sólidas fundidas
produzidas pelo processo por cilindro único (single roll). .............................................. 99
Figura 4.14. Posicionamento do cadinho ao lado da lingoteira retangular (10 mm x 45
mm x 200 mm) (a) para lingotamento direto da liga 63%Sn – 37%Pb (b). .................. 100
Figura 4.15. Placa lingotada de largura de 45 mm da liga Pb/Sn (a) e a tira laminada de
48 mm de largura (b). .................................................................................................... 101
Figura 4.16. Rugosímetro digital marca Mitutoyo SJ-201. .................................................... 102
Figura 4.17. Ferramental utilizado no corte dos discos metálicos (blanks) (a); processo de
corte dos discos (blanks) (b). ........................................................................................ 103
Figura 4.18. Detalhe da prensa com a célula de carga (a); aparato experimental adaptado
para a medida de carga (b). ........................................................................................... 104
Figura 4.19. Pesos padrão de 20 (a), 10 kg (b) e base plana de suporte para a matriz (c). .... 104
Figura 4.20. Calibração do indicador digital de deformação (modelo TMDE) utilizando
peso padrão de massa 10 kgf (ou 41 µε * 0,25 kgf/µε)................................................. 105
Figura 4.21. Ferramental para a estampagem e re-estampagem profunda: quatro matrizes
de diâmetros de 24 mm (a), 21 mm (b), 18 mm (c) e 15 mm (d). ................................ 106
Figura 4.22. Punção e ferramental de para operação de estiramento (ironing). ..................... 107
Figura 5.1. Aspecto da tira semi-sólida fundida continuamente a 85,2 rpm (velocidade de
saída da tira de 0,47 m/s) a partir da liga 60%Pb-40%Sn vazada a 300ºC. .................. 111
Figura 5.2. Tiras laminadas a diferentes velocidades e distância entre cilindros como
indicada em cada figura em (a), (b), (c) e (d)................................................................ 112
Figura 5.3. Diagrama esquemático da energia interfacial da gota metálica sobre um
substrato (a); variação do ângulo de contato com o tempo e temperatura (b)
(CIBULA, 1949). .......................................................................................................... 116
Figura 5.4. Região de saída da tira solidificada: no projeto inicial (a) e a calha de
sustentação inclinada com um jato de água para evitar o agarramento da tira (b). ....... 118
Figura 5.5. Produto final da tixolaminação da liga de 70%Pb-30%Sn fundida a 350°C
mostrando muitos pedaços/lascas de tiras (a); uma tira contínua é formada para a
liga 50%Pb-50%Sn fundida a 300°C (b) e para a liga 60%Pb-40%Sn fundida a
300°C (c). A panela intermediária (tundish) utilizado é em forma de funil (Figura
4.5). ............................................................................................................................... 119
Figura 5.6. Evolução da temperatura durante a operação de tixolaminação para a liga
50%Pb-50%Sn vazada a uma temperatura de 284°C. .................................................. 122
Figura 5.7. Fluxo interrompido na calha de resfriamento (a); e a interrupção no
processamento devido à solidificação causada pelo cilindro superior (b). ................... 123
Figura 5.8. Representação esquemática do aumento da largura da tira processada,
respectivamente, no bocal após o aquecimento (a), e sem o aquecimento (b).............. 124
Figura 5.9. Material da liga 70%Pb-30%Sn retido na soleira do bocal com pré-
aquecimento (a) e sem pré-aquecimento (b). ................................................................ 125
Figura 5.10. À esquerda: fotografias da superfície voltada para atmosfera das tiras
resfriadas rapidamente logo no início de processamento. À direita: microestrutura
ao longo da espessura da tira e no centro. ..................................................................... 127
Figura 5.11. As micrografias mostram a distribuição dos micro-constituintes após o
processamento para cada liga empregada. .................................................................... 129
Figura 5.12. Tiras semi-sólidas fundidas para diferentes velocidades e as respectivas
variações das rugosidades média (Ra) como indicadas. Os furos na tira podem ser
resultados da incapacidade do material manter a tensão superficial durante o
processamento. .............................................................................................................. 131
Figura 5.13. Perfis das temperaturas obtidas durante a fabricação da tira. Termopares T
1
,
T
2
, T
3
estão dispostos ao longo da calha da produção de semi-sólido sendo o T
3
o
mais próximo do bocal. Termopares T
4
e T
5
dispostos junto ao bocal e em contato
com o cilindro inferior, T
v
é a temperatura de vazamento e V
c
é a velocidade dos
cilindros de laminação. ................................................................................................. 132
Figura 5.14. Representação esquemática do surgimento de grãos colunares a partir de
grãos coquilhados com orientação favorável, no processamento por cilindro único
(single roll). ................................................................................................................... 133
Figura 5.15. Matéria prima e tiras obtidas em diferentes situações como indicada.
Amostras metalográficas analisadas ao longo da espessura da tira. ............................. 134
Figura 5.16. Furos de geometria triangular de diversos tamanhos dispostos ao longo da
borda da tira após a simulação da laminação a quente.................................................. 136
Figura 5.17. Variação da velocidade na fabricação das tiras fundidas e a evolução da
temperatura com o tempo de processamento. Diminuindo a velocidade dos
cilindros, garante uma tira de melhor qualidade. .......................................................... 137
Figura 5.18. Análise qualitativa do efeito da velocidade dos cilindros sobre a tensão
superficial do material sendo processado diretamente do estado líquido. .................... 138
Figura 5.19. Comparação do acabamento da superfície voltada para atmosfera da tira
semi-sólida para duas temperaturas de processamento como indicadas, o material
retido na soleira do bocal cerâmico (nozzle) após o ensaio para o processamento a
220 ºC, e os perfis de evolução de temperatura para cada temperatura de
vazamento. .................................................................................................................... 141
Figura 5.20. A bobina da tira semi-sólida fundida a 220 °C, os estágios obtidos ao longo
da tira, e os perfis da espessura e largura da bobina da tira semi-sólida fundida. A
quantidade da liga fundida foi de 3,2 kg. ...................................................................... 142
Figura 5.21. Tiras tixolaminadas obtidas pelas temperaturas de vazamento de 220 °C, 240
°C e 260 °C para distância entre cilindros de 1,2 mm. A tira tixolaminada a 240 °C
foi usada para obtenção dos discos metálicos (blanks) para a caracterização
mecânica. Perfis de temperatura de processamento como indicado. A temperatura
do bocal está abaixo da linha de reação eutética (183 ºC). ........................................... 144
Figura 5.22. Parte da tira semi-sólida fundida retirada do estado estacionário da liga
Pb-50%Sn, vazada a 268ºC sem barreira de retenção de escória. Trincas
longitudinais e ramificadas são observadas numa das bordas da tira. Tudo indica
que essas trincas são gotas frias. As escórias foram arrastadas na tira durante a
fabricação. ..................................................................................................................... 145
Figura 5.23. Detalhes da Figura 5.22 mostrando escórias e irregularidades do fluxo de
material, na superfície da tira semi-sólida fundida voltada para a atmosfera. .............. 146
Figura 5.24. Tira tixolaminada da liga Pb-50%Sn, velocidade 0,25 m/s. Espessura da tira
variando de 1,41 a 1,33 mm. O uso da barreira anti-escória foi aplicada. Abertura
entre cilindros foi de 1,4 mm aproximadamente. .......................................................... 147
Figura 5.25. Tira semi-sólida fundida da liga Pb-50%Sn fabricada à velocidade dos
cilindros de 0,25 m/s. A formação desse defeito ocorre na face em contato com o
cilindro inferior (cilindro de solidificação). .................................................................. 148
Figura 5.26. Barreira para impedir o arraste de óxido/escória (a), vista superior mostrando
o suporte de fixação (b) e a escória retida no final do processamento na cauda da
tira (c). ........................................................................................................................... 149
Figura 5.27. Defeito longitudinal revelado no centro do cilindro de solidificação (a);
causando fissura na região da tira processada nessa situação: superfície em contato
com o cilindro de solidificação (b) e voltada para a atmosfera (c). Espessura da tira
1,4 mm aproximadamente. Gotas frias observadas em (b) como indicadas. ................ 150
Figura 5.28. Defeitos paralelos e longitudinais no cilindro inferior, resultando em trincas
na tira semi-sólida fundida. ........................................................................................... 151
Figura 5.29. Aplicação do líquido penetrante e revelador para verificar possíveis trincas
no cilindro para explicar o defeito superficial como ilustrado nas Figuras 5.27 (a) e
5.28. ............................................................................................................................... 151
Figura 5.30. Faces com vários defeitos na face superior e inferior da tira fundida, como
indicadas. ....................................................................................................................... 153
Figura 5.31. Discos metálicos (blanks) da liga Pb-30%Sn de 40 mm de diâmetro
aproximadamente para a estampagem profunda. Tira semi-sólida fundida, espessura
variando de 1,20 a 1,40 mm (a), e semi-sólida fundida seguida de laminação,
espessura de 0,83 mm aproximadamente (b). ............................................................... 155
Figura 5.32. Liga Pb-50%Sn. Laminada convencionalmente espessura 1,30 mm (a); tira
semi-sólida fundida de espessura de 1,40 mm (b); tira semi-sólida fundida e
laminada de espessura de 1,26 mm (c); tira tixolaminada com 0,95 mm de
espessura (d). ................................................................................................................. 155
Figura 5.33. Liga Sn-37%Pb. Laminada convencionalmente 1,35 mm de espessura (a);
tira semi-sólida fundida de espessura de 1,57 mm (b); tira semi-sólida fundida e
laminada 1,07 mm de espessura (c); tira tixolaminada de espessura de 1,36 mm (d). . 156
Figura 5.34. Correlação entre a razão limite de estampagem e
R
para vários tipos de
chapas metálicas (DIETER, 1976) indicando o valor da razão limite de estampagem
(LDR) do material ensaiado (tira semi-sólida fundida da liga Pb-30%Sn), para obter
um copo estampado (LDR=2,0) e na condição não estampado (LDR=2,2). ................ 157
Figura 5.35. Rugas formadas no copo estampado (a); e ajuste correto do sujeitador ou
anti-rugas minimiza a formação de rugas (b). Na vista inferior do copo estampado,
mostra a formação de trincas e regiões de escória em relevo. Material: tira semi-
sólida fundida Pb-30%Sn. Diâmetro externo do copo de 24 mm aproximadamente. .. 158
Figura 5.36. Copos metálicos obtidos pelo processo de estampagem profunda e re-
estampagem utilizando quatro tamanhos de matrizes para diâmetro do disco (blank)
de 40,2 mm e espessura de 1,4 mm aproximadamente. Rugas são observadas.
Trincas tendem a se formar próxima as inclusões. ....................................................... 159
Figura 5.37. Perfil da carga (kN) x tempo (s) utilizando as seguintes matrizes: 24 mm (a);
21 m (b); 18 mm (c); e 15 mm (d). Material: tira semi-sólida fundida da liga Pb-
30%Sn. .......................................................................................................................... 160
Figura 5.38. Copos metálicos obtidos com quatro tamanhos de matrizes feitos de tiras
metálicas fundidas laminadas para diâmetro do disco metálico (blank) de 40,2 mm
de diâmetro e espessura de 1 mm aproximadamente. Uma grande trinca é formada
no copo estampado preferencialmente na curvatura do punção devido a
concentradores de tensão (óxido/escória). .................................................................... 161
Figura 5.39. Perfil da carga (kN) x tempo (s) para as matrizes: 24 mm (a); 21 mm (b); 18
mm (c); 15 mm (d) para a tira semi-sólida fundida da liga Pb-30%Sn. ....................... 162
Figura 5.40. Esquema do conjunto matriz e punção para determinar a força de
estampagem profunda (a) e de re-estampagem profunda do copo (b). ......................... 164
Figura 5.41. Comparação dos valores teóricos calculados da estampagem profunda
(Estágio 1º) e re-estampagem (Estágios 2º, 3º e 4º) a partir das Equações (5.1) e
(5.2) respectivamente com os dados experimentais para os discos metálicos
(blanks) produzidos nas condições semi-sólida fundida (T.S.F.) e semi-sólida
fundida laminada (T.S.F.L.). ......................................................................................... 167
Figura 5.42. Seqüências de operação de estampagem profunda das tiras Pb-50%Sn na
condição como indicada. As cargas de processamento são indicadas abaixo de cada
figura. ............................................................................................................................ 169
Figura 5.43. Microestrutura das tiras obtidas da liga 50%Pb-50%Sn. Diâmetro externo do
copo de 24,5 mm. .......................................................................................................... 170
Figura 5.44. Comparação dos valores teóricos calculados a partir da Equação (5.1) com
os dados experimentais para a estampagem profunda (Estágio 1º) dos discos
metálicos (blanks) da liga Pb-50%Sn. Tira semi-sólida fundida (T.S.F.), Tira semi-
sólida fundida e laminada (T.S.F.L.), tira tixolaminada (T.T.), e tira laminada
convencionalmente (T.L.C.). ........................................................................................ 171
Figura 5.45. Perfis das curvas da estampagem profunda dos copos da Figura 5.43 como
indicado. ........................................................................................................................ 172
Figura 5.46. Operação de re-estampagem equivalente ao 2º Estágio. .................................... 173
Figura 5.47. Operação de re-estampagem equivalente ao 3º Estágio. .................................... 174
Figura 5.48. Operação de re-estampagem equivalente ao 4º Estágio. .................................... 174
Figura 5.49. Força do punção versus o seu percurso para estampagem profunda,
(DIETER, 1976, p.668). ................................................................................................ 175
Figura 5.50. Curvas de re-estampagem relativas ao Estágio 2º como indicadas. ................... 176
Figura 5.51. Curvas de re-estampagem relativas ao Estágio 3º como indicadas. ................... 177
Figura 5.52. Curvas de re-estampagem relativas ao Estágio 4º como indicadas. ................... 177
Figura 5.53. Microestrutura das tiras obtidas da liga Sn-37%Pb. Diâmetro externo do
copo embutido 24,3 mm aproximadamente. ................................................................. 179
Figura 5.54. Vista da parte inferior do copo mostrando uma superfície áspera lembrando a
aparência de “casca de laranja” e trincada, assim não adequada para a operação de
estampagem profunda e pintura. Liga Sn-37%Pb. Diâmetro externo do copo 24,3
mm aproximadamente. Processamento com uso da barreira anti-escória. Compare
com a Figura 5.35. ......................................................................................................... 180
Figura 5.55. Comparação dos valores teóricos calculados a partir da Equação (5.1) com
os dados experimentais para a estampagem dos discos metálicos (blanks) da liga
Sn-37%Pb (1º. Estágio). Tira semi-sólida fundida (T.S.F.), tira semi-sólida fundida
e laminada (T.S.F.L.), tira tixolaminada (T.T.), e tira laminada convencionalmente
(T.L.C.). ........................................................................................................................ 181
Figura 5.56. Perfis das curvas na estampagem profunda dos copos mostrados na Figura
5.53 para as ligas Sn-37%Pb nas condições como indicadas (1º. Estágio). .................. 182
Figura 5.57. Operação de re-estampagem equivalente ao 2º Estágio. .................................... 183
Figura 5.58. Operação de re-estampagem equivalente ao 3º Estágio. .................................... 184
Figura 5.59. Operação de re-estampagem equivalente ao 4º Estágio. .................................... 184
Figura 5.60. Curvas de re-estampagem relativas ao Estágio 2º como indicadas. ................... 185
Figura 5.61. Curvas de re-estampagem relativas ao Estágio 3º como indicadas. ................... 185
Figura 5.62. Curvas de re-estampagem relativas ao Estágio 3º como indicadas. ................... 186
Figura 5.63. Processo de estiramento do copo ou ironing. Espessuras do copo estampado
e estirado são respectivamente
n
t
e
1+n
t
.
p
D
é o diâmetro interno do copo. .............. 187
Figura 5.64. Copos obtidos através da estampagem profunda e estiramento das tiras semi-
sólidas fundidas a 220 °C (a), semi-sólida fundida laminada (b), tixolaminada a 240
°C (c) e laminada convencionalmente (d). Exemplo da seqüência da operação de
estiramento (e). .............................................................................................................. 188
Figura 5.65. Copos obtidos através da estampagem profunda e estiramento (ironing) das
tiras semi-sólida fundida Pb-50%Sn (a), semi-sólida fundida laminada (b),
tixolaminada (c) e laminada convencionalmente (d). O diâmetro externo dos copos
estirados é de aproximadamente de 21,6 mm. .............................................................. 189
Figura 5.66. Rasgamento na parede do copo estirado devido à presença de óxido de Pb/Sn
na tira metálica. ............................................................................................................. 189
Figura 5.67. Comparação da carga teórica e experimental relativo à Matriz 1 de
estiramento (*Três amostras com 95% de confiabilidade). .......................................... 190
Figura 5.68. Comparação da carga teórica e experimental relativo à Matriz 2 de
estiramento (*Três amostras com 95% de confiabilidade). .......................................... 191
Figura 5.69. Comparação da carga teórica e experimental relativo à Matriz 3 de
estiramento (*Três amostras com 95% de confiabilidade). .......................................... 192
Figura 5.70. Comparação da carga teórica e experimental relativo à Matriz 4 de
estiramento (*Três amostras com 95% de confiabilidade). .......................................... 193
Figura 5.71. Curvas de carregamento relativo à Matriz 1 de estiramento. ............................. 194
Figura 5.72. Curvas de carregamento relativo à Matriz 2 de estiramento. ............................. 194
Figura 5.73. Curvas de carregamento relativo à Matriz 3 de estiramento. ............................. 195
Figura 5.74. Curvas de carregamento relativo à Matriz 4 de estiramento. ............................. 195
Figura 5.75. Comparação da carga teórica e experimental relativo à Matriz 1 de
estiramento (*Três amostras com 95% de confiabilidade). .......................................... 196
Figura 5.76. Comparação da carga teórica e experimental relativo à Matriz 2 de
estiramento (*Três amostras com 95% de confiabilidade). .......................................... 197
Figura 5.77. Comparação da carga teórica e experimental de relativo à Matriz 3 de
estiramento (*Três amostras com 95% de confiabilidade). .......................................... 198
Figura 5.78. Comparação da carga teórica e experimental de estiramento relativo à Matriz
4 (*Três amostras com 95% de confiabilidade). .......................................................... 199
Figura 5.79. Curvas de carregamento relativo à Matriz 1 de estiramento. ............................. 200
Figura 5.80. Curvas de carregamento relativo à Matriz 2 de estiramento. ............................. 200
Figura 5.81. Curvas de carregamento relativo à Matriz 3 de estiramento. ............................. 201
Figura 5.82. Curvas de carregamento relativo à Matriz 4 de estiramento. ............................. 201
Lista de tabelas
Tabela 3.1. Produção primária de material semi-sólido (KUMAR, 1989). .............................. 37
Tabela 3.2. Situação atual das 11 empresas (LUITEN, 1973, LUITEN; BLOK, 2003). ......... 55
Tabela 3.3. Custo relativo de diferentes processos de obtenção de tiras de aço
(TSUKIGAHORA et al., 1993, HENDRICKS, 1995). .................................................. 58
Tabela 3.4. Características Dimensionais e Peso das Bobinas Caster (http://www.cia-
brasileira-aluminio.com.br/). ........................................................................................... 60
Tabela 3.5. Valores estimados para a transferência de calor na interface metal/rolos (h
i
)
no processo por cilindros duplos (twin roll caster) (SPINELLI et al., 2000) ................. 73
Tabela 4.1. Dados do laminador duo. ....................................................................................... 87
Tabela 4.2. Ligas de estanho/chumbo e suas diversas aplicações (ASM-HANDBOOK,
1990). .............................................................................................................................. 95
Tabela 5.1. Parâmetros de processamento da liga Pb-50%Sn pelo processo por cilindro
único (single roll). ......................................................................................................... 138
Tabela 5.2. Comparação das dimensões das matrizes e punções para a operação de
estampagem profunda (Estágio 1º) e re-estampagem (Estágios 2º, 3º e 4º). ................ 164
Tabela 5.3. Principais propriedades mecânicas da liga Pb-30%Sn utilizada e a
comparação das forças de estampagem profunda e aquelas obtidas
experimentalmente. ....................................................................................................... 166
Tabela 5.4. Carga necessária para a primeira estampagem profunda do disco metálico
(blank) de 40,2 mm de diâmetro para cada tira e o valor teórico calculado pela
Equação (5.1). ............................................................................................................... 171
Tabela 5.5. Carga máxima teórica e experimental para os discos metálicos (blanks) da
liga Sn-37%Pb. .............................................................................................................. 181
Tabela 5.6. Dimensões do punção e das matrizes para a operação de estiramento e as
propriedades mecânicas das respectivas ligas utilizadas no experimento. ................... 188
Lista de símbolos
Letras latinas
A Área da secção transversal do canal de escoamento
A
n
Área da secção transversal do copo na operação de estiramento
H Calor de fusão
c Calor específico do metal
P
máx
Carga máxima na estampagem do disco metálico (blank)
Coeficiente de anisotropia planar média
h Coeficiente de transferência de calor molde-metal
h
i
Coeficiente de transmissão de calor metal/molde
L
d
Comprimento da dendrita
C
c
Concentração crítica
k
Condutividade térmica do molde
D
0
Diâmetro do disco metálico (blank)
D
n
Diâmetro do copo na operação de re-estampagem
D
p
Diâmetro do punção
t
0
Espessura do disco metálico (blank)
F Força ou carga
f
S
Fração sólida
G
M
Gradiente térmico médio no intervalo de solidificação
F
F
Grau de globularização ou fator de forma
N
L
Número de contornos entre as fases sólidos e líquidos
N
A
Número de partículas sólidas por unidade de área
S Perímetro da secção transversal do canal de escoamento
r Raio do canal do escoamento
T
L
Temperatura da linha liquidus
T
S
Temperatura da linha solidus
T
f
Temperatura de fusão do material
T
t
Temperatura de trabalho
T
v
Temperatura de vazamento
T
1
Temperatura do fundido
T Temperatura do metal
T
0
Temperatura do molde
T
h
Temperatura homóloga
V Tensão elétrica
V
c
Velocidade dos cilindros de laminação
v Velocidade média
Letras gregas
λ
1
Braços dendríticos primários
λ
2
Braços dendríticos secundários
ρ
Densidade do metal
α
Difusividade térmica do molde
Δ
x
Distância de bloqueio
η Eficiência
n
c
Eficiência na conformação
σ
lt
Energia interfacial líquido/substrato
σ
sl
Energia interfacial sólido/líquido
σ
st
Energia interfacial sólido/substrato
λ
c
Espaçamentos celulares ou dendríticos
Taxa de deformação cisalhante
ΔT
Temperatura de superaquecimento
τ Tensão cisalhante
τ
o
Tensão cisalhante critica
σ
0
Tensão de escoamento a tração ou Y
σ
u
Tensão de resistência a tração ou UTS
µ
Viscosidade do material
Siglas e abreviações
CL Calha de resfriamento (Cooling slope)
Y Escoamento à tração do material
MHD Agitação eletromagnética (Magnet-hydro-dinamic)
STRIP1D Modelo de transferência de calor transiente
LDR Razão limite de estampagem
UTS Resistência à tração do material
Ra Rugosidade média
SIMA Processo de fusão parcial de estruturas deformadas a frio (Strain
Induced Melt Activated)
T.L.C. Tira laminada convencionalmente
T.F. Tira fundida
T.F.L. Tira fundida laminada
T.T. Tira tixolaminada
Sumário
Capitulo 1 ................................................................................................................................. 30
1 Introdução ................................................................................................................... 30
Capitulo 2 ................................................................................................................................. 33
2 Objetivos do trabalho ................................................................................................. 33
Capitulo 3 ................................................................................................................................. 35
3 Revisão bibliográfica e o estado da arte ..................................................................... 35
3.1 Obtenção da estrutura globular ................................................................................... 35
3.2 Tecnologias aplicadas na conformação em semi-sólidos ........................................... 37
3.3 Mecanismos de deformação plástica da pasta metálica ............................................. 39
3.4 Testes reológicos em pastas metálicas ....................................................................... 40
3.5 Estudo da fluidez de ligas metálicas ........................................................................... 42
3.6 Classificação reológica do material ............................................................................ 49
3.7 Efeito da temperatura da parede do molde na formação da estrutura
tixoconformada ........................................................................................................... 50
3.8 Fabricação de tiras metálicas diretamente do estado líquido ..................................... 52
3.9 Principais características do processamento de tiras metálicas diretamente
do estado líquido ........................................................................................................ 59
3.10 Análise de defeitos em tiras fundidas ......................................................................... 64
3.11 Fabricação de tiras metálicas no estado semi-sólido .................................................. 66
3.12 Breve análise da transferência de calor entre o metal e o molde ............................... 69
3.13 Formação de macroestrutura em lingotes e durante a fabricação de tiras
fundidas ...................................................................................................................... 73
3.14 Controle da macroestrutura de peças fundidas ........................................................... 78
3.15 Efeito da convecção forçada e taxa de resfriamento na estrutura de
solidificação ................................................................................................................ 78
3.16 Microestrutura da tira fundida .................................................................................... 81
3.17 Parâmetros controladores do comprimento dendrítico ............................................... 82
3.18 Propriedades mecânicas de peças fundidas ................................................................ 83
3.19 Comportamento mecânico da tira fundida ................................................................. 84
Capítulo 4 ................................................................................................................................. 86
4 Procedimento experimental ........................................................................................ 86
4.1 Laminador duo empregado ......................................................................................... 86
4.2 Bocal de acoplamento do cilindro inferior ................................................................. 88
4.3 Fabricação da calha de resfriamento .......................................................................... 90
4.4 Controle do fluxo de metal líquido e arraste de escória na calha de
resfriamento ................................................................................................................ 91
4.5 Barreira construída junto ao bocal de acoplamento para manter um fluxo
contínuo e minimizar o arraste de escória na fabricação da tira metálica .................. 93
4.6 Liga utilizada neste trabalho ....................................................................................... 93
4.7 Uma breve discussão do emprego das ligas Pb/Sn ..................................................... 94
4.8 Fusão das ligas Pb/Sn ................................................................................................. 95
4.9 Instrumentação do laminador duo irreversível ........................................................... 96
4.10 Tiras metálicas obtidas por laminação com único cilindro (single roll) e com
dois cilindros (twin roll) ............................................................................................. 98
4.11 Tiras metálicas obtidas por laminação convencional ................................................. 99
4.12 Caracterização microscópica e macroscópica das tiras fundidas ............................. 101
4.13 Medida da rugosidade .............................................................................................. 102
4.14 Fabricação dos discos metálicos (blanks) ................................................................ 102
4.15 Estampagem profunda (deep drawing) .................................................................... 103
4.16 Operação de estiramento (Ironing) ........................................................................... 106
Capítulo 5 ............................................................................................................................... 108
5 Resultado e discussões ............................................................................................. 108
5.1 Fabricação de tiras fundidas e tixolaminadas a partir do estado semi-sólido
com alto e médio intervalo de solidificação ............................................................. 108
5.1.1 Ensaios preliminares para testar o equipamento de obtenção de tiras
contínuas ................................................................................................................... 109
5.1.2 O uso de uma panela intermediária e testes aplicando bocais de diferentes
geometrias ................................................................................................................ 110
5.1.3 Formação do material semi-sólido na calha de resfriamento ................................... 113
5.1.4 Mecanismo de formação da tira metálica ................................................................. 114
5.1.5 Influência da temperatura do cilindro do laminador ................................................ 115
5.1.6 Efeito do desmoldante sobre o processamento ......................................................... 116
5.1.7 Saída da tira semi-sólida fundida da cadeira de laminação ...................................... 117
5.1.8 Efeito do intervalo de solidificação sobre a qualidade da tira tixoconformada ....... 118
5.1.9 Perfis das curvas de temperatura obtidas no processamento das tiras ..................... 120
5.1.10 Influência da altura do material semi-sólido no bocal junto ao cilindro de
solidificação sobre a qualidade da tira ..................................................................... 122
5.1.11 Efeito da altura da piscina do material semi-sólido na produção de tiras
semi-sólidas e tixolaminadas .................................................................................... 123
5.1.12 Controle da temperatura do bocal na produção de tiras metálicas semi-
sólidas e tixolaminadas para minimizar perdas de material ..................................... 124
5.1.13 Microestruturas da tira resfriada rapidamente .......................................................... 125
5.1.14 Microestruturas da tira tixolaminada ........................................................................ 127
5.1.15 Efeito da temperatura de vazamento e da velocidade dos cilindros sobre a
qualidade das tiras metálicas fundidas semi-sólidas de alto intervalo de
solidificação .............................................................................................................. 130
5.1.16 Redução da temperatura e velocidade de processamento para a
tixolaminação da liga Pb30%Sn ............................................................................... 132
5.1.17 Qualidade das tiras metálicas Pb/Sn semi-sólidas fundidas e tixolamanidas
diminuindo o intervalo de solidificação, controlando a velocidade dos
cilindros e a temperatura do bocal, e aumentando a altura da piscina do
material semi-sólido ................................................................................................. 136
5.2 Fabricação e caracterização de tiras de ligas metálicas semi-sólidas fundidas
e tixolaminadas, próximo ao ponto eutético (baixo intervalo de
solidificação) ............................................................................................................ 139
5.2.1 Efeito da fluidez na fabricação da tira semi-sólida fundida ..................................... 139
5.2.2 Variação da largura e espessura da tira semi-sólida fundida .................................... 141
5.2.3 Tira tixolaminada ..................................................................................................... 142
5.3 Análise de defeitos das tiras fundidas e tixolaminadas ............................................ 144
5.3.1 Transporte de escória, formação de gotas frias e defeitos periódicos na tira ........... 145
5.3.2 Uso de barreira de retenção de escória para melhorar a qualidade da tira
semi-sólida fundida/tixolaminada ............................................................................ 148
5.3.3 Aparecimento de trincas nas tiras semi-sólidas fundidas, devido a defeitos
do cilindro do laminador .......................................................................................... 149
5.3.4 Formação de trincas transversais e escamações ao final do processamento ............ 152
5.4 Caracterização mecânica .......................................................................................... 154
5.4.1 Preparação dos discos metálicos (blanks) para caracterização mecânica ................ 154
5.4.2 Operação de estampagem profunda da tira semi-sólida fundida da liga Pb-
30%Sn ...................................................................................................................... 156
5.4.3 Operação re-estampagem profunda da tira semi-sólida fundida da liga Pb-
30%Sn ...................................................................................................................... 158
5.4.4 Análise dos perfis das curvas de estampagem e re-estampagem profunda da
tira semi-sólida fundida da liga Pb-30%Sn .............................................................. 159
5.4.5 Operação de estampagem e re-estampagem profunda da tira semi-sólida
fundida laminada da liga Pb-30%Sn ........................................................................ 161
5.4.6 Análise dos perfis das curvas de estampagem e re-estampagem profunda da
tira semi-sólida fundida laminada da liga Pb-30%Sn .............................................. 162
5.4.7 Comparação entre os valores teóricos e experimentais da carga máxima
obtida na estampagem profunda da liga Pb-30%Sn das tiras semi-sólida
fundida e semi-sólida fundida laminada ................................................................... 162
5.4.8 Operação de estampagem profunda (Estágio 1º) da liga Pb-50%Sn ........................ 167
5.4.9 Operação de re-estampagem profunda (Estágios 2º, 3º e 4º) dos copos
obtidos das tiras das ligas Pb-50%Sn ....................................................................... 172
5.4.10 Operação de estampagem profunda da liga Sn-37%Pb ............................................ 178
5.4.11 Operação de re-estampagem profunda dos discos metálicos (blanks) obtidos
das tiras das ligas Sn-37%Pb .................................................................................... 182
5.4.12 Operação de estiramento (ironing) dos copos estampados das ligas Pb-
50%Sn e Sn-37%Pb .................................................................................................. 186
5.4.13 Comparação entre as cargas teóricas e experimentais para a operação de
estiramento da liga Pb-50%Sn ................................................................................. 190
5.4.14 Curvas de carregamento experimental para a liga Pb-50%Sn ................................. 193
5.4.15 Comparação entre as cargas teóricas e experimentais para a operação de
estiramento da liga Pb-37%Sn ................................................................................. 196
5.4.16 Curvas de carregamento experimental para a liga Sn37%Pb ................................... 199
Capítulo 6 ............................................................................................................................... 202
6 Conclusões e sugestões para trabalhos futuros ......................................................... 202
6.1 Processo de laminação de tiras no estado semi-sólido ............................................. 202
6.2 Caracterização mecânica .......................................................................................... 205
6.3 Trabalhos futuros ...................................................................................................... 206
Referências ............................................................................................................................. 207
ANEXO A - Desenho da ferramenta da matriz de corte, matriz de estampagem,
matriz de estiramento (ironing), suporte para célula de carga, base das
matrizes, suporte do punção na prensa, e a lingoteira. ............................................. 219
ANEXO B - Premiação relativa ao trabalho desenvolvido. ................................................... 233
ANEXO C - Artigos publicados em anais, revistas e apresentados em congressos
nacionais e internacionais. ........................................................................................ 237
YAMASAKI, M. I. Fabricação e caracterização metalográfica e mecânica de
tiras de ligas metálicas fundidas e tixolaminadas no estado semi-sólido de
diferentes intervalos de solidificação. 2002. 298f. Dissertação (Mestrado em
Engenharia) - Faculdade de Engenharia, Universidade Estadual Paulista, Ilha
Solteira, 2008.
Resumo
É apresentado um estudo experimental da laminação de tiras fundidas a partir do
material semi-sólido obtido na calha de resfriamento que alimenta continuamente um
laminador duo. Os cilindros do laminador estão posicionados horizontalmente e podem ser
operados na velocidade de 0,25 m/s, 0,47 m/s, 0,73 m/s e 1,07 m/s. A velocidade de 0,25 m/s
produziu uma tira de melhor qualidade.
Ligas hipoeutéticas Pb/Sn (Pb–30%Sn, Pb-40%Sn, Pb-50%Sn) e próxima ao ponto
eutético (Pb-63%Sn), respectivamente, com intervalo de solidificação de 75 °C, 56 °C, 31 °C
e 6 °C de acordo com o diagrama de fases, foram utilizadas nos ensaios experimentais para
obter tiras semi-sólidas fundidas e tixoconformadas para comparação.
As diversas simulações usando as ligas de Pb/Sn têm revelado a importância do
intervalo de solidificação e temperatura de vazamento da liga, da velocidade dos cilindros, da
temperatura do bocal junto ao cilindro inferior, da superfície de acabamento dos cilindros e da
geometria da panela intermediária (tundish), sobre a qualidade do produto final.
A liga Pb-30%Sn com alto intervalo de solidificação em comparação com outras ligas
testadas, apresentou maior dificuldade para ser tixolaminada. Isso ocorreu, porque as ligas de
alto intervalo de solidificação tendem a formar trincas à quente no final da solidificação.
Como resultado, uma pasta metálica plástica é difícil de formar. O caminho provável para
obter uma tira semi-sólida fundida de boa qualidade neste caso, é aplicar uma inoculação que
produz grãos finos antes do vazamento.
O controle para a tixolaminação empregando a liga Sn-37%Pb com intervalo de
solidificação menor, e elevada fluidez, é mais rigoroso para obter uma tira contínua.
Conseqüentemente, foram utilizadas diferentes temperaturas de vazamento (260, 240 e
220 ºC) para controlar a fluidez e obter o tempo de contato suficiente do cilindro inferior para
a solidificação completa da liga.
As tiras obtidas pelo processo de cilindros duplos (twin roll), cilindro único (single roll)
e laminação convencional foram caracterizadas mecanicamente através da operação de
estampagem profunda e estiramento (ironing).
As cargas medidas experimentalmente no ensaio de estampagem profunda e estiramento
(ironing) foram comparadas com os valores teóricos, e apresentam valores aproximados.
As propriedades mecânicas das tiras obtidas não convencionalmente (tira metálica semi-
sólida fundida, tira metálica semi-sólida fundida laminada e tixolaminada) mostraram boa
conformabilidade comparável às tiras fabricadas convencionalmente. Praticamente, orelhas
não formaram nas tiras não-convencionais. Indicando um maior grau de isotropia em relação
às tiras convencionais a qual apresentou uma microestrutura orientada.
Este processamento em um futuro breve poderá substituir o lingotamento contínuo
aplicado em produtos ferrosos e não-ferrosos para posteriores processamentos
termomecânicos.
Palavras-chave: Tiras metálicas semi-sólidas fundidas, Tixolaminação, Intervalo de
solidificação, Estampagem profunda, Estiramento, Anisotropia, Isotropia.
agosto, 2008.
YAMASAKI, M. I. Manufacturing and Metallographic/Mechanical
Characterization of Cast and Thixorolled Strips using Alloys of Different
Solidification Intervals Via Semi-solid State. 2002. 298f. Dissertação
(Mestrado em Engenharia) – Faculdade de Engenharia, Universidade Estadual
Paulista, Ilha Solteira, 2008.
Summary
This is an experimental study of cast strip rolling from semi-solid material employing a
cooling slope which continuously feeds a rolling mill. The cylinders of the rolling mill are
positioned horizontally and can be operated at speeds of 0.25 m/s, 0.47 m/s, 0.73 m/s and
1.07 m/s. The lower speed of 0,25 m/s produces a strip of better quality.
Hypoeutectic Pb/Sn alloys (Pb-30%Sn, Pb-40%Sn, Pb-50%Sn) and near eutectic point
alloys (Pb-63%Sn), with solidification intervals of 75°C, 56°C, 31°C and 6°C respectively,
according to the phase diagram, were used in experimental tests to obtain cast semi-solid and
thixorolled strips for comparison.
Simulations highlighted the necessary control parameters required to obtain good
quality of the strip. These were: control alloy solidification interval, pouring temperature, roll
speeds, ceramic nozzle temperature at the lower roll, quality of the roll surface finishing and
tundish geometry.
The Pb-30%Sn alloy, which has a much higher solidification interval in comparison
with the other alloys tested, was difficult to thixoroll. This is because alloys with a high
solidification interval tend to form hot tears at the end of solidification, and prevent a plastic
metallic mush from forming. The probable solution to obtaining a semi-solid fused strip of
good quality with this material, is to apply an inoculation that produces fine grains just before
the pouring.
In contrast, the parameter control for thixorolling of the Sn-37%Pb alloy, with lesser
solidification interval and elevated fluidity, needed to be rigorous to obtain a continuous strip.
Consequently, several pouring temperatures (260, 240 and 220ºC) were used to vary the
fluidity and obtain sufficient alloy-inferior cylinder contact time for complete solidification.
The strips obtained by the twin and single roll processing, and conventional rolling were
characterized mechanically through the operation of deep drawing and ironing. This measured
experimental load compared approximately with theoretical values
The mechanical properties of the strips obtained non-conventionally (metal semi-solid
strip casting, metal semi-solid laminated strip casting and thixorolling) showed good forming
and were comparable to strip manufactured conventionally. Practically, ears did not form in
the non-conventional strips, indicating a higher degree of isotropy compared to the
conventional strips which presented an orientated microstructure.
In the near future, this method of processing will become a substitute for continuous
slab casting that has been applied to both ferrous and non-ferrous materials for subsequent
thermo mechanical processing.
Key words: Semi-solid metallic strip casting, Thixorolling, Interval of solidification, Deep
drawing, Ironing, Anisotropy, Isotropy.
August, 2008
Capítulo 1
30
Capitulo 1
1 Introdução
A fabricação de componentes mecânicos através do processamento em semi-sólidos de
estrutura globular possibilita obter peças delgadas e mais resistentes quando comparadas com
o processo de fundição convencional e não convencional (fundição sob pressão). Além disso,
menor carregamento é necessário para conformar o componente mecânico, pois a tensão
necessária para provocar o fluxo da pasta metálica é menor do que o material no estado
sólido. Assim, este processo de fabricação reduz o peso dos materiais necessários para o
emprego nas indústrias automotivas e aeronáuticas, e requer em geral, menos energia para a
conformação. A introdução de componentes mais leves e de boa qualidade nas indústrias de
transporte implica no aumento de desempenho e redução de consumo de combustível. Assim,
o campo de aplicação de novas tecnologias através da tixoconformação tem sido ampliado,
em diferentes processos de fabricação.
As tecnologias aplicadas na conformação em semi-sólidos podem ser divididas em três
processos diferentes: 1. convencional (reaquecimento do material sólido previamente tratado
entre as linhas solidus e liquidus); 2. reofundição (a liga metálica é resfriada do estado líquido
e tratada entre as linhas solidus e liquidus).; e 3. tixomolde (granulados de materiais de baixo
ponto de fusão, por exemplo ligas de chumbo ou magnésio, que são alimentados numa
injetora e aquecidos no estado pastoso sob compressão para ser injetado na matriz).
Essas inovações dos processos de fabricação, empregando materiais semi-sólidos,
seguem em constante desenvolvimento para atender as mais diversas necessidades da
indústria moderna (gestão ambiental e redução de energia). Neste contexto, a fabricação de
chapas/tiras metálicas diretamente do estado líquido se destaca certamente e já tem sido
empregada nos países desenvolvidos.
O processamento de tiras metálicas a partir do estado líquido pode ser fabricado a partir
dos laminadores de dois cilindros. Quando o metal líquido é vazado num distribuidor para
alimentar os cilindros ou num bocal acoplado junto aos cilindros, o produto obtido é
denominado de tiras fundidas. Por outro lado, quando a liga metálica é tratada previamente
Capítulo 1
31
para produzir o material semi-sólido que alimenta o laminador, o produto obtido é
denominado de tira metálica semi-sólida. Esta técnica, assunto desse trabalho, tem sido
estudada para a fabricação de tiras metálicas de ligas diretamente do estado líquido.
Os processos de produção para fabricação de tiras metálicas baseadas no material semi-
sólido podem ser classificados em geral como: 1. cilíndrico único (single roll); 2. cilindro
duplo (twin roll); e 3. cilindros cintados com diversas variações. Os processamentos por
cilindros duplos podem ser posicionados de forma vertical e horizontal. As velocidades dos
cilindros são controladas para induzir uma taxa de resfriamento para produzir uma tira
metálica contínua.
Este trabalho emprega os processos de cilindro único e cilindros duplos para obtenção
de tiras semi-sólidas de ligas hipoeutéticas de Pb-Sn (70%Pb-30%Sn; 60%Pb-40%Sn; e
50%Pb-50%Sn) de diferentes intervalos de solidificação 75 °C, 56 °C, 31 °C respectivamente.
Este trabalho também utiliza a liga Sn-37%Pb, próximo ao ponto eutético, com intervalo de
solidificação de 3 °C aproximadamente. As tiras obtidas das ligas Sn-50%Pb e Sn-37%Pb
foram escolhidas para estampagem profunda e estiramento (ironing), pois não apresentaram
trincas superficiais durante a tixolaminação. Estas ligas de chumbo-estanho empregadas
apresentam pontos de fusão relativamente baixos, e assim, de fácil manipulação. Além disso,
tem uma microestrutura muito parecida com as ligas de Al. Assim, os resultados obtidos,
podem simular outras ligas, como estas de maior ponto de fusão.
Os processos para produzir as tiras metálicas usando o cilindro único e duplo, são
denominados respectivamente de tixofundição e tixolaminação. A velocidade do laminador
utilizada no experimento, para ambas as técnicas, foi de 0,25 m/s garantindo que a tira saísse
de forma contínua. As tiras tixofundidas têm em média 1,5 mm de espessura com largura de
45 mm. Uma folga de 1 a 1,8 mm entre os cilindros foi utilizado para produzir tiras
tixolaminadas. A caracterização da qualidade metalúrgica das tiras obtidas foi feita
empregando um microscópio ótico. A estampagem profunda e estiramento (ironing) foram
realizados para verificar o comportamento mecânico das tiras obtidas como acima
mencionado. As ligas de Pb-Sn empregadas foram fundidas em placas e laminadas
convencionalmente para comparar com as tiras tixofundidas e tixolaminadas.
Capítulo 1
32
Como parte da estrutura desta Dissertação de mestrado, os objetivos são descritos no
Capítulo 2. No Capítulo 3, faz um breve histórico do surgimento da tecnologia em semi-
sólidos e o processamento de pastas metálicas (agitação mecânica, agitação eletromagnética,
processo SIMA - Strain Induced Melt Activated, calha de resfriamento, spray casting, etc). No
Capítulo 4, a concepção e a montagem do equipamento são apresentadas para a obtenção de
tiras no estado semi-sólido bem como a otimização de seu funcionamento para garantir boa
qualidade do produto utilizando ligas de Pb/Sn de diferentes intervalos de solidificação. As
tiras produzidas foram submetidas ao ensaio de estampagem profunda, estiramento (ironing) e
a microestrutura das tiras obtidas foram analisados no microscópio óptico. Resultados obtidos
e discussão são descritos no Capítulo 5. No Capítulo 6 apresentam-se as conclusões do
trabalho e sugestões para trabalhos futuros.
Capítulo 2
33
Capitulo 2
2 Objetivos do trabalho
Este trabalho tem como objetivo:
1. Realizar um estudo geral do surgimento do processamento de materiais no estado semi-
sólido;
2. Fazer uma análise da literatura correspondente ao processo de cilindro único (single roll) e
cilindros duplos (twin roll), histórico do processo, comparação com a laminação
convencional, tendências e futuro para o processamento;
3. Verificar a influência do intervalo de solidificação de ligas hipoeutéticas Pb/Sn
(70%Pb-30%Sn; 60%Pb-40%Sn; e 50%Pb-50%Sn) e da liga Sn-37%Pb, próximo ao
ponto eutético) na fabricação de tiras metálicas tixofundidas e tixolaminadas;
4. Fazer a modificação necessária do laminador duo empregando a calha de resfriamento
para produzir o material semi-sólido e também um sistema de resfriamento com jato de
água na calha de recolhimento da tira fabricada;
5. Projetar um bocal que receba e mantenha o material semi-sólido da calha de resfriamento
junto ao cilindro inferior (cilindro de solidificação) de modo a garantir a mínima variação
da temperatura do material semi-sólido e também evitar o arraste de óxido/escória;
6. Selecionar a velocidade dos cilindros para obter uma tira metálica de boa qualidade;
7. Verificar a influência do inoculante a base de enxofre na qualidade da tira tixofundida e
tixolaminada da liga com alto intervalo de solidificação (70%Pb-30%Sn);
8. Projetar um distribuidor (tundish) para obter um vazamento constante (controle estático)
da liga fundida na calha de resfriamento durante o processamento, além de promover o
mínimo de agitação do material semi-sólido no bocal;
Capítulo 2
34
9. Controlar a temperatura do bocal junto ao cilindro inferior para obter uma largura da tira
da mesma ordem do bocal;
10. Estudar o mecanismo de arrastamento da pasta/lama metálica no bocal posicionado no
cilindro inferior;
11. Analisar a qualidade da superfície da tira laminada e defeitos de processamento através de
exame macroscópico e microscópico;
12. Caracterizar mecanicamente as tiras laminadas convencionalmente, tixofundidas e
tixolaminadas usando a operação de estampagem profunda (deep drawing) e estiramento
(ironing);
13. Examinar com o microscópio ótico as tiras laminadas convencionalmente, tixolaminadas,
semi-sólida fundida e semi-sólida fundida seguida de laminação posterior;
14. Comparar os resultados experimentais do ensaio de estampagem profunda e estiramento
com os resultados teóricos proposto pela literatura.
Capítulo 3
35
Capitulo 3
3 Revisão bibliográfica e o estado da arte
Neste capítulo são abordados os seguintes tópicos: a obtenção de estruturas não
dendríticas; a conformação em semi-sólido; o comportamento reológico das pastas
reofundidas; o estudo da fluidez dos metais; a classificação reológica dos metais; o efeito da
temperatura da parede do molde na formação da estrutura tixoconformada; a fabricação de
tiras metálicas diretamente do estado líquido; as principais características do processamento
de tiras metálicas diretamente do estado líquido; a análise de defeitos em tiras fundidas; o
processamento de tiras no estado semi-sólido; a análise da transferência de calor metal/molde;
a formação de macroestruturas de solidificação; o controle da macroestrutura de peças
fundidas; o efeito da convecção forçada na estrutura de solidificação; a microestrutura da tira
fundida; os parâmetros de controle do comprimento dendrítico; as propriedades mecânicas de
tiras fundidas e o comportamento mecânico de tiras fundidas.
3.1 Obtenção da estrutura globular
O processamento em semi-sólidos (conformação de pastas metálicas) tem substituído os
processos convencionais de fabricação de componentes metálicos (conformação a quente ou a
frio, e fundição). Este estudo no que tudo indica iniciou-se pelo pesquisador M. C. Flemings e
sua equipe no Massachusetts Institute of Technology (MIT) nos EUA no início da década de
70 (SPENCER, 1971).
Inicialmente pretendia-se estudar a formação de trincas à quente em fundidos.
Acreditavam que existia uma temperatura critica dentro da faixa de temperaturas
solidus/liquidus (material pastoso), em que as trincas apareceriam devido à deformação
causada pela contração de solidificação do metal (SPENCER, 1971).
Entretanto, após o resfriamento deste material pastoso foi observada uma estrutura
globular (reofundida) em vez de uma estrutura dendrítica (própria dos materiais fundidos),
Figura 3.1. Assim, o estudo prosseguiu com a conformação desta estrutura reofundida no
estado pastoso (tixoconformação). Esta estrutura globular é que produz o comportamento
tixotrópico e também é a estrutura desejável para a conformação no estado semi-sólido
(ATKINSON, 2005).
Capítulo 3
36
Figura 3.1. Micrografia típica de microestrutura dendrítica de um fundido (a) e
microestrutura globular de uma liga em estado semi-sólido (b) (ATKINSON, 2005).
A pasta reofundida possui característica de um fluído não-Newtoniano tixotrópico
(diminuição da viscosidade do material quando em movimento), (SPENCER, 1971).
Duas vias de processamento no estado semi-sólido foram rapidamente demonstradas
para aplicação industrial: reofundição (rheocasting) e tixofundição (thixocasting), Figura 3.2.
Reofundição (Rheocasting) refere-se a um processo no qual uma pasta metálica com a
estrutura não dendrítica é formada a partir da liga no estado líquido. Tixofundição
(thixocasting) refere-se a um processo em que uma pasta metálica de estrutura não dendrítica
é obtida reaquecendo um bilete (billet) no estado sólido entre as linhas solidus e liquidus para
obter o material pastoso.
Figura 3.2. Comparação dos processos de fundição com a reofundição e a tixofundição
(VIRNARCIK, 2003).
Capítulo 3
37
Logo após os trabalhos realizados por Spencer (SPENCER; MEHERABIAN;
FLEMINGS, 1972), vários estudos surgiram para desenvolver novas técnicas alternativas de
obtenção das estruturas não dendríticas. Na Tabela 3.1, são descritos alguns métodos que são
utilizados atualmente para produzir a pasta semi-sólida.
Tabela 3.1. Produção primária de material semi-sólido (KUMAR, 1989).
Processo Descrição
Agitação Mecânica Consiste na agitação do metal no intervalo de solidificação para a ruptura
de estruturas de formações dendríticas; Spencer e Flemings (1971), Joly e
Mehrabian (1974).
Agitação Eletromagnética O metal é agitado eletromagneticamente durante a solidificação para a
produção da pasta semi-sólida; AMAX Inc., Young (1984).
Processo SIMA (Strain Induced
Melt Activation)
Processo de fusão parcial de estruturas deformadas a frio produzindo a
pasta de partículas sólidas globulares; Kenney (1988).
Globularização Refino de grão seguido de fusão parcial, para a obtenção da pasta de
partículas sólidas globulares; Suéry (1993).
Dispersão de partículas secundárias Uma segunda fase de partículas pode ser dispersas na solidificação do
metal. Esse método é usado para a produção de compósitos de matriz
metálico. Loué (1992).
Através de movimento helicoidal Por movimento helicoidal similar a injeção de moldes com o rompimento
da rede dendrítica semi-sólida; Tixomat, Erickson (1988).
Rompimento de dendritas por
agitação ultra-sônica
A estrutura dendrítica na solidificação do metal se rompe quando
submetida à agitação ultra-sônica; Flemings (1990).
Através de descarga elétrica Pulso de descarga elétrica repentina através de material semi-sólido
condutivo rompe a estrutura dendrítica; Nakada, Shiohara e Flemings
(1990).
Processo “Mashy State” (estado
pastoso)
No processo “Mash State” o material semi-sólido é processado com a
estrutura dendrítica sólida. A estrutura dendrítica é quebrada durante a
operação de deformação; Kiuchi (1992).
Canal de escoamento na
solidificação da liga
Passando o molde metálico através de uma mistura estática com controle
de configuração geométrico adequado, conduz a uma alta taxa de
deformação na solidificação do metal; Moschini (1992).
3.2 Tecnologias aplicadas na conformação em semi-sólidos
A força de conformação da pasta metálica de estrutura reofundida é apreciavelmente
menor quando comparada com a conformação a quente do material, uma vez que a fase sólida
globular move facilmente na presença de uma fase líquida. Como resultado, um menor
desgaste do ferramental ocorre, e a peça pode ser fabricada em apenas uma etapa (single
forming step). O tempo de aquecimento e a energia requerida para preparação dos billets são
relativamente menores (ATKINSON, 2005).
Em geral, a qualidade das peças tixoconformadas depende da alta viscosidade da pasta
metálica reofundida (menor tamanho da fase sólida globular associada à quantidade da fase
Capítulo 3
38
sólida). Este controle possibilita uma menor turbulência no preenchimento de matrizes em
relação à fundição sob pressão. Além disso, a menor temperatura do processamento em pastas
metálicas ocasiona uma maior vida útil das matrizes.
O processamento em semi-sólido pode ser dividido em três tipos como mostra a Figura
3.3: 1º processo convencional; 2º processo reofundido; e 3º processo tixomolde.
O processo convencional parte de uma liga metálica fundida previamente inoculada
(estrutura dendrítica) ou conformada mecanicamente a quente ou a frio (processo SIMA -
Strain Induced melt activated), para obter a estrutura globular quando reaquecida no estado
pastoso (entre as linhas solidus e liquidus). Pela sua simplicidade, foi o primeiro a ser usado
na produção industrial de peças tixoconformadas. Praticamente todas as ligas metálicas
podem ser tratadas por este processo. Atualmente as pesquisas estão voltadas para a agitação
eletromagnética do banho metálico antes do seu lingotamento. Isto visa o refinamento da
estrutura fundida. Esta técnica é denominada pela sigla inglesa MHD (magnet-hydro-
dinamic).
O processo reofundido não necessita da etapa de reaquecimento como visto para o
processo convencional (Figura 3.3), isto é, a liga metálica é resfriada e tratada (agitação
mecânica ou magnética) entre as linhas solidus e liquidus para obter a estrutura globular.
Assim, a economia de energia deste processamento, é notavelmente superior quando
comparado com o processo convencional. Os materiais que podem ser aplicados para o
processo reofundido são os mesmos do processo convencional.
O processo tixomolde tem sido aplicado na injeção de materiais poliméricos e ligas
metálicas de baixo ponto de fusão (ligas de chumbo ou de magnésio, por exemplo) em
matrizes feitas de aço H13. Pedaços sólidos destes materiais são alimentados na injetora
(formada por parafusos sem fim) e aquecidos no estado pastoso sob compressão, para ser
injetado na matriz. O processo tixomolde é restrito às ligas de baixo ponto de fusão e àquelas
que não atacam o ferramental (POLMEAR, 1995).
Capítulo 3
39
Figura 3.3. Rotas correntes de processamento na produção de semi-sólidos de acordo com a
história térmica (KOOP; SHIMAHARA, 2002).
3.3 Mecanismos de deformação plástica da pasta metálica
Quatro mecanismos foram propostos por Chen e Tsao (1997) para estudar a deformação
da pasta metálica, variando a temperatura e a taxa de deformação. Estes mecanismos estão
esquematicamente mostrados na Figura 3.4 e descritos abaixo:
1. escoamento da fase líquida;
2. deslizamento da fase sólida sobre a fase líquida, na interface líquido/sólido;
3. deslizamento entre as partículas sólidas na interface sólido/sólido; e
4. deformação plástica das partículas sólidas na interface sólido/sólido.
No mecanismo 1, a deformação do material é devido ao fluxo da fase líquida
preferencialmente para as laterais. No próximo estágio de deformação, as partículas sólidas
situadas na interface sólido/líquido, movem com o escoamento do líquido (mecanismo 2)
mais para a região central do que para as laterais (movimento cooperativo entre as partículas
sólida e líquida). A força de deformação é maior para o mecanismo 2 do que para o
Capítulo 3
40
mecanismo 1, devido a facilidade do deslocamento da fase líquida preferencialmente para as
laterais. Isto causa a segregação das partículas sólidas na região central.
Figura 3.4. Diagrama esquemático mostrando os mecanismos de deformação da pasta
metálica (CHEN; TSAO, 1997).
Devido à segregação da fase líquida nas laterais e a diminuição da temperatura da pasta
metálica, aumenta a porcentagem da fração sólida. Surge, a partir deste momento os
mecanismos 3 e 4 de deformação. O deslizamento entre as partículas sólidas (mecanismo 3),
aumenta consideravelmente a força necessária para a deformação. Pois o atrito entre as
partículas sólidas é maior do que no mecanismo 2.
Para o mecanismo 4, a força de deformação é maior do que para todos os outros
mecanismos citados acima. Tal força é devido à tensão de escoamento da fase sólida na
temperatura de conformação, causando a deformação plástica das partículas sólidas.
3.4 Testes reológicos em pastas metálicas
A reologia é a ciência que estuda o comportamento de escoamento e deformação dos
materiais. A reologia dos metais semi-sólidos tem atraído atenção de pesquisas cientificas
Capítulo 3
41
devido à complexibilidade de resposta desses materiais. A fabricação de produtos com
materiais semi-sólidos na engenharia é um sucesso desde que haja controle cuidadoso da
reologia no processo de conformação. A viscosidade é a principal propriedade aplicada no
estudo da reologia.
Spencer et al. (1972) utilizaram em suas pesquisas uma liga de estanho e chumbo
(Sn-15%Pb) e um viscosímetro tipo Couette para estudar a viscosidade dessa liga durante a
solidificação e formação de trincas. Este viscosímetro consiste em dois cilindros concêntricos.
O cilindro externo gira continuamente em relação ao cilindro fixo ao seu interior, Figura 3.5.
A viscosidade é relacionada com as tensões de cisalhamento do material provocada pelo
movimento rotativo do cilindro externo e é dada na unidade internacional em Pa.s (poise).
Assim, dependendo das condições de agitação da pasta semi-sólida, a sua tixotropia depende
da tensão de cisalhamento da mistura (sólido e líquido). A viscosidade da pasta metálica
aumenta com a fração de sólido, decresce com a esferoidização e também com a diminuição
do tamanho dos glóbulos sólidos (SPENCER; MEHERABIAN; FLEMINGS, 1972).
Figura 3.5. Viscosímetro tipo Couette (FLEMINGS; RIEK; YOUNG, 1976).
Spencer et al. (1972) mostraram que a tensão de cisalhamento diminuía com a agitação
na qual se verificou a estrutura globular produzida durante o experimento. Esta pasta reo ou
Capítulo 3
42
tixofundida apresenta um comportamento reológico específico na qual a viscosidade decresce
com a taxa de deformação.
A estrutura reológica resultante consiste em partículas globulares dispersas em uma
matriz líquida rica em soluto que se aproxima da composição eutética. O comportamento
reológico de pastas reofundidas torna a sua utilização interessante durante a conformação por
qualquer processo mecânico como forjamento e extrusão (KANG; CHOI, 1998,
GABATHULER et al., 1992, PELLA JUNIOR, 2002, NAGATA; LIMA FILHO, 2002,
SHEHATA et al., 2002).
A principal vantagem é que a pasta reo ou tixofundida é constituída de sólido globular
em meio líquido. Essa característica permite melhor distribuição das tensões internas na
conformação, contribuindo assim para a redução da formação de trincas durante a aplicação
das forças requeridas na conformação mecânica. Além disso, o escoamento da pasta reo ou
tixofundida ocorre em regime não turbulento, reduzindo a formação de poros e inclusões nos
produtos (OKANO; KIUCHI, 2002, JAHAJEEAH et al., 2002).
3.5 Estudo da fluidez de ligas metálicas
A fluidez é conhecida, na prática da fundição, como a capacidade do metal em
preencher todas as cavidades do molde. As propriedades reológicas das ligas em um processo
de solidificação têm importância fundamental sobre as características da geometria do sólido
a ser produzido (GARCIA, 2001).
A fluidez é um parâmetro determinado experimentalmente através de ensaios
específicos que mede a distância percorrida pelo metal líquido, em um tubo submetido a uma
determinada pressão, antes de ser bloqueada pela solidificação (RAGONE; ADAMS;
TAYLOR, 1956a, NIESSE; FLEMINGS; TAYLOR, 1959). Dois tipos comuns de ensaio de
fuidez, espiral e sob vácuo são mostrados esquematicamente na Figura 3.6.
Capítulo 3
43
Figura 3.6. Ensaios de fluidez: espiral (a) e vácuo (b) (CAMPBELL, 2003, GARCIA, 2001).
A análise teórica da fluidez dos metais puros foi desenvolvida primeiro por Ragone et
al. (1956a) e mais tarde por Niesse et al. (1959). De acordo com esse modelo, a solidificação
dos metais puros sem superaquecimento começa, imediatamente, quando o metal entra no
canal, assumindo fluxo de calor radial e sem ocorrer o super-resfriamento térmico.
O metal puro, bem como a liga eutética, resfria na parede do molde com interface
sólido-líquido plana, conforme mostra a Figura 3.7. Para metais puros, o superaquecimento
térmico aumenta a fluidez retardando a solidificação, conseqüentemente movendo o ponto de
bloqueio do fluxo, como representado na Figura 3.8.
Capítulo 3
44
Figura 3.7. Fluxo e solidificação de metais puros sem superaquecimento (NIESSE;
FLEMINGS; TAYLOR, 1959): (a) o metal líquido entra no canal formando grãos colunares
com interface plana; (b) ocorre o crescimento de grãos colunares na superfície do canal; e (c)
as frentes de solidificação bloqueiam a entrada do metal líquido.
Figura 3.8. Fluxo e solidificação de metais puros com superaquecimento (NIESSE;
FLEMINGS; TAYLOR, 1959): (a) o metal líquido entra no canal e dissipa calor antes da
solidificação iniciar; (b) a solidificação inicia com o crescimento de grãos colunares; (c)
ocorrência do bloqueio do fluxo.
Assumindo o fluxo de fluído contínuo e desconsiderando os efeitos do atrito e
aceleração, Flemings (1974) desenvolveu uma relação simplificada para fluidez para metais
de através de canais de secção circular na forma:
2
(3.1)
Capítulo 3
45
onde:
ρ
é a densidade do metal,
r é o raio do canal,
v é a velocidade média,
H o calor de fusão,
h o coeficiente de transferência de calor molde-metal,
T
1
a temperatura do fundido e
T
0
a temperatura inicial do molde.
Para metais superaquecidos, a distância requerida para fluir e dissipar o calor extra é
maior, assim a fluidez é alta. Desprezando a contração do material, a fluidez do metal
superaquecido é dada por:
2
∆
(3.2)
onde c e
Δ
T são respectivamente o calor específico do metal líquido e o superaquecimento
(FLEMINGS M. C., 1974).
Para ligas metálicas a adição de elementos de liga em um metal puro tende a diminuir a
fluidez (FLEMINGS; MOLLARD; TAYLOR, 1961a, FLEMINGS; NIYAMA; TAYLOR,
1961b). Segundo Niesse et al (1959), a diminuição da fluidez está relacionada ao
desenvolvimento de uma frente de solidificação macroscopicamente não plana, que difere dos
metais puros ou eutéticos na interface sólido/líquido, pela formação de uma zona pastosa
constituída por uma rede dendrítica envolvida pelo metal líquido (Figura 3.9).
Capítulo 3
46
Figura 3.9. Fluxo e solidificação de ligas sem superaquecimento (NIESSE; FLEMINGS;
TAYLOR, 1959): (a) o metal líquido entra no canal com formação de grãos colunares com
interface irregular inicial; (b) crescimento dos grãos colunares; (c) o bloqueio ocorre,
cruzando a secção parcialmente solidificada, mas suficiente para evitar o fluxo.
Ligas com presença de soluto solidificam com a formação de dendritas equiaxiais
(Figura 3.10). A resistência ao fluxo aumenta à medida que a porcentagem de sólido vai se
aproximando da concentração crítica. Devido este efeito, apenas uma pequena fração sólida
dendrítica é necessária para bloquear o fluxo.
Figura 3.10. Fluxo e solidificação de uma liga sem superaquecimento (NIESSE; FLEMINGS;
TAYLOR, 1959): (a) o metal líquido entra no canal, nucleando finos grãos equiaxiais; (b) a
nucleação continua e grãos finos crescem rapidamente quando o fluxo progride; (c) o fluxo
cessa quando a concentração do nível crítico de grãos sólidos é alcançada.
Capítulo 3
47
A fluidez é fortemente influenciada pelo superaquecimento (RAGONE; ADAMS;
TAYLOR, 1956a). Por outro lado, a fluidez é inversamente proporcional ao intervalo de
solidificação conforme indica a Figura 3.11 (RAGONE; ADAMS; TAYLOR, 1956a,
RAGONE; ADAMS; TAYLOR, 1956b).
Figura 3.11. Fluidez da liga Sn-Pb (RAGONE; ADAMS; TAYLOR, 1956b).
Assumindo a velocidade do escoamento como constante, Flemings et al. (1961b)
derivaram uma expressão para fluidez de ligas com superaquecimento:
∆
1
√
∆
2
√
(3.3)
Capítulo 3
48
onde A e S são a área da secção transversal e o perímetro da circunferência do canal
respectivamente, C
c
a concentração crítica, T a temperatura do metal, α a difusividade térmica
do molde,
Δ
x a distância de bloqueio, e k a condutividade térmica do molde.
Os fatores que afetam a fluidez dos metais puros e ligas são divididos basicamente em
três grupos (RAGONE; ADAMS; TAYLOR, 1956a): (a) propriedades inerente do metal; (b)
propriedades não inerentes do metal; e (c) variáveis do equipamento de teste.
As propriedades inerentes do metal são o calor específico, composição, tensão
superficial e viscosidade. A fluidez dos metais puros e ligas, avaliadas na temperatura de
superaquecimento, aumentam com o calor específico, devido ao maior tempo de solidificação
necessário (RAGONE; ADAMS; TAYLOR, 1956a). O efeito da composição é geralmente
avaliado no metal à temperatura constante acima da linha liquidus, o resultado demonstra que
a fluidez é inversamente proporcional ao intervalo de solidificação, atingindo o valor máximo
na composição eutética, como mostra a Figura 3.11 (RAGONE; ADAMS; TAYLOR, 1956a,
RAGONE; ADAMS; TAYLOR, 1956b).
As propriedades não inerentes do metal como o filme de óxido afetam a fluidez. O filme
de óxido sólido diminui o efeito da tensão superficial que impede o avanço do metal líquido
em moldes com secção muito finos (RAGONE; ADAMS; TAYLOR, 1956a).
Outras variáveis que afetam a fluidez são as dimensões do canal, pressão (altura da
coluna de metal), e material do molde. Como mostra a Equação (3.3), a fluidez varia
proporcionalmente a razão entre a área da secção transversal e o perímetro do canal
(RAGONE; ADAMS; TAYLOR, 1956a). Similarmente a fluidez aumenta com a pressão
aplicada (RAGONE; ADAMS; TAYLOR, 1956a, FLEMINGS; NIYAMA; TAYLOR,
1961b). A difusividade do material do molde e a temperatura do molde também afetam a
fluidez por mudança das características da transferência de calor. Certos moldes revestidos
aumentam a fluidez pela diminuição da transferência de calor na interface molde/metal
fundido (FLEMINGS; MOLLARD; TAYLOR, 1961a, FLEMINGS et al., 1962).
Capítulo 3
49
3.6 Classificação reológica do material
De acordo com a relação da viscosidade e da tensão cisalhante, o material pode ser
classificado reologicamente em diferentes categorias de comportamento, como mostrado na
Figura 3.12.
Com a taxa de deformação
a tensão cisalhante (τ), variando linearmente resulta
num material de comportamento denominado Newtoniano viscoso:
(3.4)
onde µ representa a viscosidade do material (DIETER, 1976).
A viscosidade Newtoniana é uma condição ideal com a qual se compara o
comportamento dos materiais reais. Muitos fluidos podem ser caracterizados como
Newtonianos, incluindo a água e alguns metais líquidos.
Figura 3.12. Comportamento do escoamento de diferentes tipos de matérias viscosos
(ATKINSON, 2005, POIRIER; GEISER, 1994).
Capítulo 3
50
Para materiais dilatantes (shear thickening) e pseudoplástico (shear thinning) a tensão
necessária para produzir a taxa cisalhante cresce de maneira não-linear. Um simples modelo
para descrever o comportamento do fluído é a lei de potência de Oswald Waele:
(3.5)
Quando n=1, a equação é simplificada, resultando a Equação (3.4). Se n>1, o fluido é
dilatante, e a viscosidade aumenta com a taxa de deformação. Quando n<1, o fluido é
pseudoplástico e a viscosidade diminui com a taxa de cisalhamento. Alguns fluidos, como
suspensão coloidal e solução de polímeros altamente concentrados, têm comportamento
pseudoplástico, enquanto que fluidos de suspensão concentrada e polímeros fundidos são do
tipo dilatante.
Os materiais tipo Bingham são aqueles que não desenvolvem taxas de cisalhamento até
que a tensão cisalhante alcança um valor critico τ
o
. A partir deste ponto o fluido pode se
comportar como Newtoniano (Bingham) ou Não-Newtoniano (Hershel-Bulkley). O modelo
simples para materiais tipo Bingham é representado na Equação (3.6).
para
(3.6)
Este tipo de comportamento é observada em plasticina, certas pastas semi-fluídas de
argila em suspensão, maionese, ketchup e tintas.
Os materiais tixotrópicos são essencialmente pseudoplásticos, porém nem todos fluidos
pseudoplásticos têm propriedades tixotrópicas. As ligas de Pb-Sn, como a maioria das pastas
metálicas, de acordo com a literatura, tem um comportamento pseudoplástico (shear thinning)
(ATKINSON, 2005).
3.7 Efeito da temperatura da parede do molde na formação da estrutura
tixoconformada
Kang, Yoon e Seo (1997) estudaram o comportamento da liga de alumínio A356
(Cu<0,01; Mg 0,34; Si 6,95; Fe 0,15; Mn 0,02; Ti 0,07; Sr<0,001; Zn 0,01 e Al resto),
processada no estado semi-sólido por recalcamento em matriz fechada, variando o tempo e a
Capítulo 3
51
temperatura de pré-aquecimento do molde. A temperatura da linha solidus é 555 °C e a linha
liquidus é 615 °C para essa liga.
A fração sólida foi estimada a partir da Equação (3.7) (KANG; YOON; SEO, 1997):
(3.7)
Sendo, T
L
a temperatura da linha liquidus; T
S
a temperatura solidus; e T a temperatura em que
o material se encontra.
A pasta metálica foi prensada a uma pressão de 100 MPa à velocidade de 20,1 mm/s
durante 15 segundos com uma fração sólida de 30% e em duas condições de temperatura do
molde:
1. com aquecimento (220 °C e 100 °C); e
2. sem aquecimento (temperatura ambiente)
Foram observadas as estruturas retangulares e triangulares muito longe da estrutura
globular para um pré-aquecimento de 220 °C. A estrutura elíptica foi detectada para um pré-
aquecimento de 100 °C. Para o molde a temperatura ambiente forma-se uma excelente
globularização.
Para uma taxa de aquecimento maior, molde na temperatura ambiente, observou-se uma
estrutura mais próxima de uma forma globular após o recalcamento.
Kang, Yoon e Seo (1997) após a análise feita, modificaram os parâmetros com a
temperatura do molde para 140 °C, a fase sólida para 50% e os tempos de encharque 10, 20 e
30 minutos. Observou-se para o tempo de encharque de 10 minutos que a peça obtida
apresentou estruturas elípticas e grandes partículas sólidas puderam ser encontradas
circundando pequenas estruturas dendríticas. Uma maior globularização foi observada para o
tempo de encharque de 20 minutos. E um alto grau de globularização para as amostras
mantidas por 30 minutos de encharque.
Capítulo 3
52
A Equação (3.8) representa o grau de globularização ou fator de forma (
F
F
), isto é a
relação da área da fase globular pela área do circulo circunscrito dentro dessa área. O fator de
forma se aproxima da unidade quando a estrutura do semi-sólido for totalmente formada por
estrutura globular.
8
3
1
(3.8)
onde, N
L
é o número de contornos entre as fases sólidos e líquidos; N
A
é o número de
partículas sólidas por unidade de área e f
S
é a fração sólida.
3.8 Fabricação de tiras metálicas diretamente do estado líquido
A idéia de fabricar uma chapa metálica diretamente do metal líquido, sem
reaquecimento foi idealizada inicialmente por George Sellers em 1840 (PEHLKE, 1978). O
interesse pela nova tecnologia atraiu a atenção de Sir Henry Bessemer por volta de 1846
(BESSEMER, 1891). Bessemer (1856), considerado um dos mais importantes inventores da
indústria metalúrgica, revolucionou a forma de produzir o aço através dos conversores de aço
os quais receberam o seu nome (JEWKES; SAWERS, 1960). Após realizar alguns
experimentos, Bessemer registrou a sua patente em 1857, Figura 3.13. Entretanto, ele
observou a grande dificuldade de obter tiras de aço diretamente do fundido (BESSEMER,
1891). Desde então pressionado com as necessidades da época, se dedicou nos trabalhos
relacionados principalmente aos conversores de aço. A idéia inovadora anteriormente
desenvolvida não progrediu (CRAMB, 1989, LUITEN, 1973, LUITEN; BLOK, 2003).
Capítulo 3
53
Figura 3.13. Projeto do laminador duo inicialmente desenvolvido por Bessemer - H.
Bessemer, US Patent no. 409,053, (1865) (LUITEN; BLOK, 2003, LUITEN, 1973).
Hazelett (1966) seguindo a idéia de Bessemer (1891) fabricou tiras de alumínio e latão
usando laminadores tipo duo (twin roll) e também conseguiu produzir tiras de aço, apesar da
baixa qualidade das tiras fundidas.
Hazelett tentou fabricar as tiras usando apenas um cilindro do laminador (single roll).
Entretanto, ele encontrou problemas referentes à variação de espessura da tira e
irregularidades da borda. Nas suas pesquisas concluiu que a laminação deve ser realizada por
dois cintos adaptados nos cilindros. Este laminador conhecido atualmente por Hazelett Caster
é mostrado esquematicamente na Figura 3.14 (HAZELETT, 1966).
Capítulo 3
54
Figura 3.14. Hazelett Belt Caster (HAZELETT, 1966).
O equipamento desenvolvido por Hazelett (1966) não progrediu para materiais ferrosos
devido a elevada temperatura de fusão que degrada a correia metálica. Assim, este
equipamento tem sido empregado na produção de tiras metálicas não ferrosas, Figura 3.14.
Figura 3.15. Distribuição mundial do processo Hazelett para produção de tiras não ferrosas.
http://www.hazelett.com/casting_machines/strip_casting_machines/customers/customers.php
(acessado em 12/03/2008).
Pouco capital na indústria do aço foi investido entre 1975 e 1985 devido à crise
energética dos derivados do petróleo (LUITEN; BLOK, 2003). O lingotamento contínuo
apresentava grandes desvantagens devido aos altos custos aplicados para essa recente
tecnologia. O desenvolvimento de uma nova tecnologia alternativa para a produção de forma
Capítulo 3
55
mais compacta e flexível de produtos siderúrgicos era então necessária. Assim, em 1980 as
vantagens da tecnologia da fabricação de tiras fundidas (strip caster) foram reconhecidas para
a produção primária de chapas. A tecnologia emergiu entre várias redes empresariais,
principalmente nos EUA e Japão (KUBEL, 1988, LUITEN; BLOK, 2003).
Em 1985 iniciou-se uma competitiva corrida tecnológica para a pesquisa e
desenvolvimento do processo de fabricação de tiras fundidas entre os maiores produtores de
aço do mundo (CRAMB, 1989, CRAMB, 2000). Surgiram 11 empresas abrangendo uma
larga área geográfica. Até por volta de 1990, às atividades das 11 empresas permaneceriam
ativas (LUITEN, 1973, LUITEN; BLOK, 2003).
A Tabela 3.2 mostra a situação das 11 empresas. Seis das onze empresas continuam
ativas, quatro pararam as suas atividades. Duas das micro-redes empresariais se uniram para
formar a Eurostrip. Três das seis micro-redes ativas operam em escala industrial e iniciaram
um inovativo processo tecnológico para tiras fundidas ferrosas (LUITEN, 1973, LUITEN;
BLOK, 2003).
Tabela 3.2. Situação atual das 11 empresas (LUITEN, 1973, LUITEN; BLOK, 2003).
Empresa Fornecedor Escala Situação Molde Tipo de aço
Armco (EUA) - - 1981-1994 1- rolo Carbono
Allegheny
(EUA)
Voest (Áustria) Piloto 1983-1995 1- rolo Inoxidável
Usinor/IRSID
(França) e
Thyssen/RWTH
(Alemanha)
Clecim (França) Industrial
1984-
(Eurotrip ‘98)
2- rolos
Inoxidável
Carbono
CSM/AST
(Itália)
Voest (Áustria) Industrial
1985-
(Eurotrip ‘98)
2- rolos
Inoxidável
Carbono
Krupp Stahl
(Alemanha)/
Nippon Metal
(Japão)
- Piloto 1986-1992 2- rolos Inoxidável
Nippon Steel
Corporation
(Japão)
Mitsubishi
(Japão)
Industrial 1985- 2- rolos Inoxidável
BHP (Austrália) IHI (Japão) Industrial 1985- 2- rolos Carbono
Pacific Metals
(Japão)
Hitachi Zosen
(Japão)
Piloto 1985- 2- rolos Inoxidável
British Steel
(Inglaterra)
British Steel
eng. (Inglaterra)
Modelo quente 1986- 2- rolos
Inoxidável
Carbono
Bessemer
Consortium/
IMI (Canadá)
Hatch et
Associès
(Canadá)
Modelo quente 1987-1998 2- rolos Carbono
POSCO/RIST
(Koreia)
Davy
(Inglaterra)
Piloto 1989- 2- rolos Inoxidável
Capítulo 3
56
No desenvolvimento da tecnologia de tiras fundidas os termos “modelo quente”, “escala
piloto” e “escala industrial” denotam os diferentes tipos de escalas dos equipamentos
utilizados. O “modelo quente” denota uma escala piloto de pequena capacidade. O suprimento
de metal é menor do que cem quilogramas; a largura da tira é tipicamente 10-25cm. O termo
“escala piloto” é usado para denotar o equipamento com média capacidade de metal (até 10
toneladas) com largura de 80-160 cm. Uma “escala industrial” apresenta um equipamento
com grande capacidade de processamento de metal, podendo ser maior do que 60 toneladas,
com largura de 80-160 cm.
Em 1986 a tecnologia de lingotamento de placas finas (Thin Slab Casting) foi
introduzida inicialmente pela Nucor Stell Industries – USA. A tira era produzida diretamente
do fundido e laminada a quente em uma única etapa (near-net-shape). O comprimento da
instalação da NUCOR era de aproximadamente 260 m. Em comparação, a instalação
convencional pode ser maior do que 900 m em comprimento. Devido a essa característica, a
nova tecnologia ficou conhecida como “processo compacto de produção de chapas”
(CARPENTER, 2004). A Figura 3.16 compara a instalação do processo convencional (Cold
Cast Rolled) com os lingotadores de placa fina.
Capítulo 3
57
Figura 3.16. Comparação do lingotamento contínuo (thick slab caster), lingotamento contínuo
de placas finas (thin slab cast) e fabricação de tiras fundidas (strip caster), (CARPENTER,
2004, TSUKIGAHORA et al., 1993).
A Tabela 3.3 mostra os custos envolvidos na produção de tiras de aço a partir do
fundido com diferentes rotas de processamento até a obtenção do produto comercial. O
sucesso da tecnologia de tiras fundidas (strip caster) na aplicação comercial depende da
operação de custo, o qual é muito elevado quando envolve rotas de produção tradicional. A
estimativa do custo de operação é difícil por causa de incertezas na vida de componentes
essenciais, por exemplo, os cilindros e os materiais cerâmicos utilizados no processamento
(HENDRICKS, 1995).
Capítulo 3
58
Tabela 3.3. Custo relativo de diferentes processos de obtenção de tiras de aço
(TSUKIGAHORA et al., 1993, HENDRICKS, 1995).
Lingotamento contínuo +
Laminação
Lingotamento de placas
finas + Laminação
Tiras fundidas
(Strip casting)
Custo do processo de
operação, %
100 90 – 110 135 – 165
Capital de custo absoluto,
%
100 27 – 33 9 – 11
Capital de custo por
tonelada, %
100 45 – 55 55 – 65
Em setembro de 1999, a Thyssen-Krupp Steel, Usinor e Voest Alpine
Industrieanlagenbau estabeleceram a Eurotrip (BAGSARIAN, 2000, LINDENBERG et al.,
2000). A companhia planejava desenvolvimento da tecnologia da produção de tiras fundidas
(strip caster) comercial para o aço inox e carbono (LINDENBERG et al., 2000). A instalação
da planta industrial foi construída por Krupp Thyssen Nirosta em Krefeld, na Alemanha
(ZAPUSKALOV, 2003).
A segunda escala industrial da Eurotrip localizava-se em Terni, na Itália, a qual era
usada para o desenvolvimento de tiras fundidas de aço carbono e de silício (WALTER et al.,
2001, LINDENBERG et al., 2002). Antes de associar-se com a Krupp Thyssen. Acciai
Speciali Terni (AST) e Centro Sviluppo Materiali (CSM), instituição de pesquisa localizada
em Terni, na Itália, planejava um fundidor para fabricar tiras em escala industrial (TOLVE et
al., 1997). Os fundamentos da tecnologia da tira fundida (strip caster) foram estudados no
laboratório de fundição cedida pela Aachen University of Technology (RWTH) na Alemanha
(LINDENBERG et al., 2000).
Em 2000, a Nippon Steel e a POSCO, uma empresa coreana, conduziu um estudo
similar, firmando um acordo para compartilhar a pesquisa e desenvolvimento da tecnologia de
produção de tiras fundidas (strip caster) (ZAPUSKALOV, 2003).
Em março de 2000, a Nucor juntou-se com a BHP (Broken Hill Proprietary Ltd.) uma
produtora de aço australiana e a IHI (Ishikawajima-Harima Heavy Industries) uma
construtora de equipamentos pesados, para formar a Castrip Limited Liability Company
(Castrip LCC) (ZAPUSKALOV, 2003). Os componentes básicos do fundidor da BHP foram
trazidos da Austrália para os EUA. A planta era projetada para produção de tiras de aço
carbono e inox. O objetivo da Castrip era estabelecer uma produção de tiras fundidas de
Capítulo 3
59
qualidade, inicialmente empregando aço carbono e mais tarde, aço inoxidável
(ZAPUSKALOV, 2003). As primeiras aplicações das tiras de aço de baixo carbono eram para
telhados, caixa de força, armação de móveis, etc. (ZAPUSKALOV, 2003).
Em agosto de 2000, foi feito um acordo entre a SMS (Alemanha) e MAIN AG/MTA
(Suíça) para construção de um fundidor de alta escala comercial destinado para a produção de
tiras de aço carbono e inox (ZAPUSKALOV, 2003).
A Nippon Steel Corporation, uma produtora de aço, e Mitsubishi Heavy Industries, uma
fábrica de equipamentos, têm continuado o seu programa de pesquisa e desenvolvimento da
fundição do aço inox para produção de tiras, desde 1985 (YANAGI et al., 1994). Em 1997, a
Nippon Steel’s Hikari Works (Japão) construiu uma máquina comercial, para tiras fundidas do
aço inoxidável austenítico (FURUKAWA, 1998).
O interesse no processo de tiras fundidas (strip caster) por várias indústrias mostra o
beneficio da comercialização em larga escala, dessa nova tecnologia. Por exemplo, a Danieli,
uma empresa de manufatura de equipamentos, indicou seus interesses em uma indústria
pioneira na fabricação de tiras de aço carbono e inox, localizado em ABC (Itália)
(ZAPUSKALOV, 2003).
3.9 Principais características do processamento de tiras metálicas
diretamente do estado líquido
A obtenção de tiras metálicas por métodos não convencionais tem como objetivo
competir: 1. com o lingotamento contínuo - cuja taxa de resfriamento varia aproximadamente
de 0,5 a 3°C/s (GARCIA; SANTOS; CHEUNG, 2006); 2. com os laminadores trens
(laminação contínua) os quais representam 90% dos produtos conformados mecanicamente,
(KALPAKJIAN, 1997).
Em geral, a placa fundida no lingotamento contínuo tipicamente requer oito cadeias de
laminação para a redução a quente de placas de 150 mm a 200 mm de espessura para obter
um produto com espessura de 3 a 5 mm, vide Figura 3.16. Este processo requer uma
Capítulo 3
60
quantidade de energia gasto razoável, rigidez da gaiola do laminador, espaço físico e
manutenção periódica dos equipamentos.
As vantagens de obtenção de tiras por diferentes rotas a partir do metal fundido,
solidificação rápida, podem ser listada: 1. granulação fina devido a alta taxa de resfriamento;
2. pequena força de separação entre os cilindros devido a tensão de escoamento do semi-
sólido ser menor do que a do metal sólido; 3. economia de espaço; 4. baixo custo de
equipamento; 5. redução de insumos energéticos; e 6 taxa de resfriamentos bem mais elevadas
(1500-2000°C/s) (HAGA et al., 2004a, CRAMB; ROLLET, 2001).
Neste contexto, Garcia, (2001) cita que: “A fabricação de fios ou tiras metálicas
diretamente do estado líquido já é uma realidade industrial, tanto na forma de estruturas
amorfas quanto na forma cristalina, e seriam de difícil produção convencional em função das
limitações de plasticidade de alguns materiais”.
Industrialmente a obtenção de tiras metálicas não ferrosas (liga de Al 1XXX, 3XXX,
5XXX e 8XXX) a partir do estado líquido já é uma realidade (MENET et al., 2001), vide
Figura 3.15. Menet et al. (2001) citam que no Brasil a CBA (Companhia Brasileira de
Alumínio) opera com duas instalações de escala industrial JUMBO 3CM® (Fundição
Contínua entre Cilindros) que foram entregues em julho de 2001. A instalação da CBA é
capaz de produzir tiras fundidas de alumínio com as características apresentadas na Tabela
3.4.
Tabela 3.4. Características Dimensionais e Peso das Bobinas Caster (http://www.cia-
brasileira-aluminio.com.br/).
Massa por mm de largura (kg) 6,66
Espessura (mm) 3,0 a 9,0 ± 3%
Diâmetro interno com núcleo vazio (mm) 600
Diâmetro externo máximo (mm) 2000
Largura sem refile lateral 750 a 2100 ± 0,5%
Ligas de alumínio já em produção 1XXX, 3XXX, 5XXX, 8XXX
A CBA (Companhia Brasileira de Alumínio) atualmente é uma empresa integrante do
Grupo Votorantim, e está presente no país por meio de 13 filiais, 18 usinas hidrelétricas, duas
unidades de mineração, fábrica, escritório central e escritório de vendas, localizado em
Capítulo 3
61
Fortaleza, CE. A empresa atua na exploração e aproveitamento de jazidas de bauxita no
território nacional, produzindo e comercializando, no país e no exterior, alumínio primário e
transformado, possuindo uma ampla linha de produtos, tais como lingotes, tarugos,
vergalhões, chapas, bobinas, telhas, folhas, extrudados, fios e cabos (http://www.cia-
brasileira-aluminio.com.br/).
Em 3 de maio de 2002 a Castrip LCC nos EUA recebeu a primeira instalação em
escala comercial no mundo para a produção de chapas fundidas de aço carbono, na sua
unidade em Indiana (Nucor Crawfordsville). A segunda instalação comercial será entregue em
2008 na sua unidade em Arizona (Blytheville). A unidade de Crawfordsville produz chapas de
aço com espessura entre 0,85 a 1,5 mm, destinada a maioria das aplicações comerciais, que
substitui as chapas de aço laminadas a frio ou a quente. A Figura 3.17 mostra o desempenho
comercial da Castrip LCC. Como se pode observar, em janeiro de 2007, a produção
cumulativa chega a alcançar valores próximos a 450.000 tons (SHUEREN et al., 2007).
Ao que tudo indica o domínio da tecnologia para obtenção de tiras a partir das ligas
metálicas no estado líquido (strip casting) é muito promissora, pois brevemente deve
substituir, com vantagens, os processos convencionais de fabricação de tiras metálicas
(CRAMB; ROLLET, 2001).
Figura 3.17. Produção industrial cumulativa da Nucor CASTRIP a partir de 2003 (SHUEREN
et al., 2007).
Capítulo 3
62
Por outro lado, algumas desvantagens podem ser listadas: 1. possível agarramento da
tira nos cilindros; 2. limitações das ligas metálicas que podem ser processadas; e 3. as
velocidades dos cilindros dependem estritamente da taxa de resfriamento (HAGA; SUZUKI,
2003a).
A Figura 3.18 mostra as duas configurações básicas em (a) e (b), e outras possibilidades
de produção de tiras diretamente do fundido de (c) a (h). Segundo Haga e Suzuki (2003c) para
ligas de alumínio o esquema apresentado nas Figuras 3.18 (c) e (d) apresenta melhor
produtividade, devido ao maior contato térmico da tira sendo processada nos cilindros.
No processo por cilindros duplos (twin roll) por pressão hidrostática indicada na Figura
3.18 (e) o aumento do nível do fundido faz aumentar a pressão hidrostática e imediatamente o
contato entre o fundido e o cilindro. Este contato favorece o coeficiente de transferência de
calor e a taxa de resfriamento. Neste método é possível aumentar a velocidade de laminação
para ligas de alumínio com alto intervalo de solidificação (HAGA; SUZUKI, 2003).
A Figura 3.18 (f) mostra o projeto desenvolvido por Haga et al. (2007) para a produção
de materiais compósitos por aplicação direta do reforço em uma única etapa. O processo por
cilindros únicos (single roll caster) na Figura 3.18 (g) é utilizado geralmente para a fabricação
de tiras de aço. A espessura da tira é afetada pelas propriedades térmicas do metal e a
condição de resfriamento do cilindro (SHIBUYA; OZAWA, 1991, LI; THOMAS, 1996).
O esquema da Figura 3.18 (h) mostra a adaptação de um cinto ao processo de cilindros
duplos (twin roll). Esse método é utilizado para diminuir a transferência de calor do cilindro
de solidificação (S-surface) evitando com que a face de conformação (F-surface) se forme.
Assim, a solidificação do metal ocorre imediatamente no contato com o cilindro de
conformação, o que provoca uma menor força de separação entre os cilindros (HAGA,
2001a).
Capítulo 3
63
(a)
(b)
Processamento por cilindros duplos horizontal (tipo
convencional) (HAGA; SUZUKI, 2003c)
Processamento por cilindros duplos verticais (tipo
convencional) (HAGA; SUZUKI, 2003c)
(c)
(d)
Processamento por arraste do fundido nos cilindros
duplos (HAGA; SUZUKI, 2003c)
Processamento por injeção do fundido nos cilindros
duplos (HAGA; SUZUKI, 2003c)
(e)
(f)
Processamento por pressão hidrostática nos cilindros
duplos (HAGA; SUZUKI, 2003a)
Processamento por arraste do fundido para tiras de
matriz compósido (HAGA; TAKAHASHI, 2004c)
(g)
(h)
Processamento por cilindro único (SHIBUYA;
OZAWA, 1991, LI; THOMAS, 1996)
Processamento por arraste do fundido nos cilindros
inferiores cintados (HAGA, 2001a)
Figura 3.18. Processo convencional de fabricação de tiras e outros exemplos para a fabricação
de tiras diretamente do estado líquido.
Basicamente podem ser listados seis tipos de processos aplicados para a obtenção de
tiras metálicas através da solidificação não convencional, citados por Li e Thomas, (1996): 1
cilindro único (Single roll); 2 laminador duo (Two-right mill); 3 laminador duo com correia
metálica cintada no cilindro inferior (Single belt); 4 correias metálicas conjugadas (Twin belt);
5 roda cintada (Wheel-belt); e 6 deposição por spray (Spray deposition). O processo 5 é
denominado de “Hazellet”, (Figura 3.14).
Praticamente apenas três rotas têm potencial para aplicação industrial: 1. cilindro de
solidificação; 2. dois cilindros na posição horizontal, isto é, a casca metálica formada no
cilindro inferior arrasta o material no estado semi-sólido para ser conformado pelo cilindro
Capítulo 3
64
superior; 3. dois cilindros de solidificação na posição vertical (o metal é mantido pela ajuda
de barreiras laterais), (CHANG, 1999).
3.10 Análise de defeitos em tiras fundidas
O processo conhecido como cilindros duplos (twin roll) é construído como um
aperfeiçoamento da versão do processamento por cilindro único (single-roll caster) (HAGA;
NISHIYAMA; SUZUKI, 2003d). Neste processo, Haga (2003d) caracteriza o cilindro
superior como de conformação (forming roll) e o cilindro inferior como de solidificação
(solidification roll). Aproximadamente 80% do processo de solidificação da tira ocorrem
através do contato com o cilindro inferior. Quando o cilindro de conformação entra em
contato com a tira, o lado superior da tira é resfriado e a camada semi-sólida (semisolid)
atinge a temperatura de solidificação (Figura 3.19). Esse fenômeno provoca uma pequena
força de separação entre os cilindros causada pela tensão de escoamento do material semi-
sólido já solidificado entre os cilindros, vide Figura 3.19. No desenvolvimento do processo
por cilindros duplos (twin roll caster) a força de separação aumenta para tiras muito finas e
também para alta transferência de calor entre a tira e os cilindros, pois a fração de sólido na
tira é maior (HAGA, 2001a, HAGA; NISHIYAMA; SUZUKI, 2003d).
Figura 3.19. Ilustração esquemática do processo de solidificação da tira entre os cilindros
(HAGA; NISHIYAMA; SUZUKI, 2003d).
Nesse processo, Haga e Suzuki (2003c) descreve que o contato entre o fundido e os
cilindros é influenciado pela pressão hidrostática. A velocidade de laminação afeta as
características da superfície da tira no ponto critico de contato entre o metal fundido, bocal e
os cilindros, Figura 3.20.
Capítulo 3
65
A continuidade da formação da casca solidificada diminui com o aumento da velocidade
dos cilindros, podendo formar defeitos periódicos como mostrados na Figura 3.20. O
aparecimento deste ressalto pode ser minimizado pelo aumento da pressão hidrostática
relativa à altura do fundido no bocal, Figura 3.21. Segundo Haga e Suzuki (2003c) o defeito
aparece quando o nível do fundido no bocal é baixo.
Figura 3.20. Mecanismo de formação de defeito na face da tira em contato com o cilindro
inferior (cilindro de solidificação) (HAGA; SUZUKI, 2003c).
Na Figura 3.21 pode-se observar que o aumento do nível do fundido ajuda a minimizar
a oscilação da casca fundida como anteriormente mencionado, contudo, à medida que a
coluna do fundido cresce, o comprimento de contato do fundido nos rolos também aumenta.
Isto provoca o engrossamento da espessura da tira e a redução da taxa de resfriamento
(HAGA; SUZUKI, 2003a).
Capítulo 3
66
Figura 3.21. Influência da altura do fundido no bocal do cilindro de solidificação (HAGA;
SUZUKI, 2003c).
3.11 Fabricação de tiras metálicas no estado semi-sólido
O processamento de tiras de ligas metálicas a partir do estado líquido passando para o
estado semi-sólido tem sido adaptado junto aos laminadores de dois cilindros e de um cilindro
para produzir tiras tixoconformadas e fundição de tiras semi-sólida para posterior
conformação (HAGA, 2001a, HAGA, 2002b, LIMA FILHO; YAMASAKI, 2006b, LIMA
FILHO et al., 2006a, YAMASAKI et al., 2007, LIMA FILHO A. P. et al., 2008, LIMA
FILHO A. P. et al., 2008a).
Lima Filho et al., (2006a); Lima Filho e Yamasaki, (2006b) e Yamasaki et. al, (2007)
usaram uma laminador duo para estudar a obtenção de tiras metálicas empregando ligas Sn-Pb
usando a técnica de cilindro único (single roll) e cilindros duplos (twin roll). Haga, (2001a)
analisou o processo empregando o laminador duo e o laminador duo com correia metálica
cintada no cilindro inferior, para estudar os efeitos da distribuição de temperatura na
fabricação de tiras de ligas de alumínio.
Capítulo 3
67
Haga, (2002b) utilizou em seus experimentos o processamento por cilindros duplos
(twin roll) equipado com uma calha de resfriamento para a laminação da liga de alumínio
A356 no estado semi-sólido. O equipamento de operação é demonstrado esquematicamente
na Figura 3.22. O metal semi-sólido é produzido na calha de resfriamento, o metal fundido
vazado na parte superior atinge a condição semi-sólida depois de percorrer a calha. O método
conhecido como Cooling Slope (CL), ao que tudo indica, foi desenvolvido por Montegi
(1998) e consiste em promover uma alta taxa de nucleação no metal em solidificação através
da retirada de calor pelo contato do metal líquido com uma placa inclinada refrigerada, por
onde o metal flui trocando calor e gerando núcleos.
Os grãos nucleados na superfície da placa são arrastados num processo contínuo pela
ação do fluxo do metal líquido. A fração sólida é afetada pelo tempo de contato entre o metal
fundido e a rampa de resfriamento quanto maior o tempo maior é a fração de sólido. Este
tempo de contato é maior, à medida que se aumenta a distância da rampa e diminui a sua
inclinação. As propriedades mecânicas obtidas utilizando o processo CL são superiores em
relação à tixofundição convencional, principalmente na elongação do material (HAGA;
KAPRANOS, 2002a).
Figura 3.22 Ilustração esquemática da combinação da calha de resfriamento (Cooling Slope)
laminador de tiras Twin Roll da liga de alumínio A356 (HAGA, 2001a, HAGA, 2002b).
Capítulo 3
68
Outro processo importante em estudo foi à fabricação de materiais compósitos
utilizando laminadores de cilindros duplos (twin roll) (HAGA; TAKAHASHI, 2004b). Neste
método um fio é inserido entre as camadas de solidificação que se forma entre os cilindros
durante a laminação do material semi-sólido, Figura 3.23. A vantagem da produção de
materiais compósitos a partir do material no estado semi-sólido é que a matriz não degrada o
reforço, devido basicamente, à temperatura de processamento inferior a linha liquidus. Em
comparação com os outros processos de fabricação de compósito com matriz metálica, este
processo é capaz de produzir compósito com matriz metálica contínuo de grande
comprimento (HAGA et al., 2007).
Figura 3.23. Esquema ilustrativo mostrando a aplicação do arame durante a fabricação da tira
a partir do fundido (HAGA; TAKAHASHI, 2004b). Vide Figura 3.18 (f) para comparação.
Normalmente, muitos materiais empregados em estrutura de aeronaves e componentes
de satélite são reforçados por compósitos devido à combinação de propriedades tais como:
precisão dimensional, qualidade superficial e propriedades mecânicas superiores. Por outro
lado, a complexibilidade da tecnologia, alto custo e difícil conformação, têm sido obstáculos
para produção de compósitos com matriz metálica (LUO et al., 2002).
Capítulo 3
69
3.12 Breve análise da transferência de calor entre o metal e o molde
Geralmente para facilitar a transferência de calor, os cilindros são construídos de cobre,
e refrigerados à água. Quando a condutividade térmica dos cilindros é alta, a tira pode ser
resfriada rapidamente e a tira não se adere aos cilindros pelo fenômeno de molhamento. Como
conseqüência a velocidade de laminação pode ser aumentada (HAGA et al., 2003b, HAGA;
NISHIYAMA; SUZUKI, 2003d).
A transferência de calor entre a tira e os rolos diminui, quando se aumenta a espessura
da tira ou se a velocidade diminui, e aumenta também com o fluxo da água de refrigeração
interna dos cilindros (SPINELLI et al., 2000).
Li e Thomas (1996), estudaram em um laminador de cilindro único (single roll) modelo
ARMCO
®
o processo de resfriamento do metal no cilindro, dividindo este por cinco zonas, de
acordo com diferentes condições de transferência de calor na Figura 3.24. São eles: (I) zona
de crescimento da camada de solidificação, (II) zona de resfriamento da tira, (III) zona de
afastamento da tira, (IV) zona sem jateamento de água de refrigeração, (V) zona livre de
contato com a tira.
Figura 3.24 Esquema do processo Single Roll modelo ARMCO com diferentes zonas de
transferência de calor (LI; THOMAS, 1996). V
c
velocidade do cilindro.
Capítulo 3
70
No primeiro contato entre o aço líquido e a superfície resfriada dos cilindros, o
coeficiente de transferência de calor é extremamente elevado e a aderência com os cilindros é
considerada muito forte (CARON et al., 1990, MARINGER, 1988). Com o decorrer do
tempo, a camada de solidificação ganha resistência e o material solidificado se contrai
termicamente, gerando uma área de considerável tensionamento. Em seguida a aderência
entre a casca solidificada e o cilindro é rompida, formando um pequeno vazio (gap) entre as
duas superfícies. Desse modo, como a camada solidificada continua grossa e curva, o
aumento do vazio faz com que o coeficiente de transferência de calor diminuia à medida que a
tira avança (LI; THOMAS, 1996).
Para tira solidifica na piscina na Zona I, a espessura da camada aumenta gradativamente
até atingir a saída da piscina devido a diferentes coeficientes de transferência de calor (LI;
THOMAS, 1996). A espessura da tira solidificada depende do tempo de contato do fundido
como mostra a Figura 3.25. Quando o cilindro gira, ocorre à solidificação continua do fundido
na interface metal/rolos, assim a espessura da tira aumenta com o tempo de contato e a taxa de
resfriamento.
Figura 3.25. Influência do tempo de contato do fundido com a espessura da tira de acordo
com o método STRIP1D (modelo de transferência de calor transiente) de Li e Thomas (1996)
e os dados experimentais da ARMCO (Heat 840, 855, 848, 849) (BIRAT et al., 1991).
Capítulo 3
71
Na zona II, a tira exposta no ar ambiente, além de perder calor por condução para o
cilindro pode ocorrer a troca de calor por convecção e radiação com a atmosfera. O cilindro é
exposto à atmosfera na zona III e V, e a troca de calor ocorre por radiação e convecção. Para
controlar a temperatura, um jateamento de água de refrigeração é feito na superfície interna do
cilindro, exceto na zona IV onde a superfície interna do cilindro fica imersa em água, vide
Figura 3.24.
A Figura 3.26 mostra o perfil de temperatura da superfície quente (interface tira/rolo) e
fria dos cilindros (interface água/rolo). O fluxo de calor da superfície do cilindro é maior na
Zona I devido ao maior gradiente térmico nesta região. Após a Zona I, a temperatura da face
quente diminui continuamente devido as trocas térmicas com os cilindros.
Figura 3.26. Gráfico do coeficiente de transferência de calor do gap (vazio) e a temperatura
dos rolos do processo por cilindro único (single roll) (LI; THOMAS, 1996).
No processo por cilindros duplos (twin roll), Koop et al. (1998) subdividiram em quatro
áreas de troca de calor a superfície dos cilindros, para obter diferentes parâmetros condicional
da solidificação como mostra a Figura 3.27. A área I apresenta um contato direto entre o
fundido e os rolos. Nesta região, o fundido sofre um rápido super-resfriamento térmico na
interface metal/rolos e as primeiras estruturas dendríticas se formam. Os gases superficiais
que surgem nesta região são parcialmente dragados para pequenos vazios (gas-niche) nos
rolos. É importante lembrar que o contato efetivo do fundido com a superfície dos rolos nesta
Capítulo 3
72
região dependem de parâmetros como a rugosidade superficial, fluidez e afinidade físico-
química (molhamento).
A área II é caracterizada pelo crescimento de uma camada sólida entre o fundido e os
rolos, formando uma barreira que diminui o contato térmico. Além disso, outros fatores como
o aparecimento de nichos de gás, turbulência e a contração térmica podem alterar a
transferência de calor.
A área III é uma região mista com a presença de sólido e líquido. É nesta região que as
camadas de solidificação dendríticas se encontram (kiss point). Desse modo, à medida que a
força de separação dos cilindros aumenta, a pressão entre a camada de solidificação e a
superfície do rolo aumenta. Isto provoca a compressão dos vazios na interface metal/cilindros,
e conseqüentemente o fluxo de calor aumenta.
Figura 3.27. (a) Esquema da solidificação do fundido entre os cilindros através das secções e
(b) gráfico do coeficiente de transferência de calor nas áreas de I a IV (KOOP et al., 1998).
E finalmente o melhor contato térmico ocorre na área IV quando a tira encontra-se
completamente solidificada entre os rolos. O aumento da força de separação dos cilindros e o
afinamento da espessura da tira provocam um bom contato térmico nesta região.
Para a solidificação da tira, o calor do metal superaquecido é dissipado para os rolos nas
quatro regiões descritas anteriormente. Considerando a velocidade dos rolos e a altura do
Capítulo 3
73
fundido durante o processamento, o tempo de contato é de aproximadamente 0,2 s, ou seja, o
tempo que o calor é absorvido na superfície dos cilindros (KOOP et al., 1998)
.
Spinelli et al. (2000) estudaram três regiões de contato térmico: (a) uma região de bom
contato entre metal líquido e rolos; (b) uma região pobre de contato, compreendendo a região
onde tanto metal solidificado quanto metal líquido coexistem no interior da poça; e (c) uma
região final de ótimo contato térmico sólido/sólido, devido à pressão exercida pelos rolos
sobre a tira. Os autores determinaram a taxa de transferência de calor através de modelos
numéricos, para simular as condições de solidificação do metal no interior da cavidade entre
os rolos.
Na Tabela 3.5 se compara as condições de laminação do processo por cilindros duplos
(twin roll) e o valor estimado do coeficiente de transmissão de calor metal/rolos (h
i
).
Tabela 3.5. Valores estimados para a transferência de calor na interface metal/rolos (h
i
) no
processo por cilindros duplos (twin roll caster) (SPINELLI et al., 2000)
Autores Rolos Largura (mm) Material fundido h
i
(W/m
2
K)
Li, (1995) Cobre - Aço 2800 – 5800
Li, (1995) Cobre - Alumínio 4000 – 47000
Bagshaw, (1987) Cobre 36,6 Al 2% Cu
Al 1% Cu
101 – 20000
Kraus, (1986) Aço 25 Aço 2830
A importância de se conhecer o comportamento térmico de solidificação entre o
metal/molde, é que este, tem influência direta nos parâmetros estruturais tais como tamanho
de grão e espaçamentos interdendríticos, impondo conseqüentemente, uma correlação
conhecida entre a microestrutura resultante, e as propriedades mecânicas do produto obtido
(SPINELLI et al., 2000, GARCIA, 2001).
3.13 Formação de macroestrutura em lingotes e durante a fabricação de
tiras fundidas
Quando o metal líquido é vazado na lingoteira, uma complexa interação envolvendo o
escoamento do metal, transferência de calor metal/molde, nucleador de grão e crescimento
dendrítico, ocorre na superfície do lingote. Esses fatores contribuem para a formação de uma
Capítulo 3
74
camada de pequenos grãos dispersos próximo a interface metal/molde denominada de zona
coquilhada. Quando o metal é vazado com um alto grau de superaquecimento no molde
resfriado, somente uma camada fina em contato com molde atinge a temperatura de nucleação
formando uma pequena zona coquilhada. Entretanto, com o vazamento do líquido próximo da
temperatura de transformação, a zona coquilhada é relativamente maior. Porém, essa zona
poderá ser imperceptível ou inexistente, se o molde sofrer pré-aquecimento antes do
vazamento ou se houver superaquecimento excessivo a ponto de provocar a refusão de grande
parte dos cristais nucleados (GARCIA, 2001).
O superquecimento no vazamento, o teor de soluto da liga e a temperatura do molde são
variáveis, que influenciam o comprimento da zona colunar. Assim, maior temperatura de
vazamento e do molde, e menor teor de soluto na liga aumentam o comprimento da zona
colunar (GARCIA, 2001).
Neste contexto, o molde, por sua vez, além de conferir forma à peça, atuará como o
absorvedor de calor responsável pela extração de calor do metal em solidificação, garantindo
a transformação da fase líquida em sólido. A capacidade de absorção de calor pelo molde
desenvolver-se-á com maior ou menor rapidez influenciando diretamente nas taxas de
resfriamento da peça. Dessa forma, microestruturas refinadas são formadas devido às altas
taxas de resfriamento (GARCIA, 2001).
A estrutura resultante da solidificação de um modo geral pode ser discutida a partir das
macroestruturas observadas em lingotes com mostra a Figura 3.28 (a). A representação da
macroestrutura do lingote é normalmente representada por três regiões distintas (CAMPOS
FILHO; JOHN DAVIES, 1978, GARCIA, 2001):
a. Zona coquilhada, formada por uma camada periférica de pequenos grãos (cristais)
equiaxiais, isto é, com orientação cristalográfica aleatória. A formação desta
estrutura depende de uma série de fatores tais como propriedades termofísicas do
material do molde, coeficiente de transferência de calor metal/molde e temperatura
de vazamento do metal líquido.
b. Zona colunar, formada por grãos alongados que se alinham paralelamente à direção
do fluxo de calor. Os grãos colunares crescem a partir de grãos coquilhados por
meio de crescimento seletivo e preferencial.
Capítulo 3
75
c. Zona equiaxial central, formada por grãos equiaxiais de orientação cristalográfica
aleatória. Os grãos equiaxial crescem a partir das dendritas colunares quando o
líquido da região central do lingote torna-se superresfriado basicamente por efeito
térmico. A partir desta etapa, surge uma zona de transição, que se forma à medida
que esses grãos (equaxial) são suficientes em tamanho e número para impedir o
avanço da frente colunar
A termodinâmica do processo irá impor uma rejeição de soluto ou de solvente, de
acordo com o coeficiente de redistribuição de soluto, que dependerá da posição relativa da
liga no respectivo diagrama de fases e que terá como conseqüência, um movimento de soluto
ou solvente associado à transferência de calor (GARCIA, 2001).
Essa conjunção de transferência de massa e calor no resfriamento irá impor condições
que determinarão a morfologia de crescimento juntamente com a pressão aplicada, e
conseqüentemente o arranjo microestrutural na fabricação de tiras fundidas, Figura 3.28 (b).
Essa microestrutura resultante associada à distribuição de defeitos e heterogeneidades
químicas é que definirá o perfil de características mecânicas e químicas do produto
tixoconformado (FERRY, 2006).
Da mesma forma que ocorre nos lingotes, a condição do fluxo de calor no processo por
cilindros duplos (twin roll) favorece a formação da zona colunar na camada de solidificação
da tira fundida. A transferência de calor inicia-se na superfície de cada rolo e uma camada de
solidificação é produzida na interface metal/rolos como pode se observar na Figura 3.28. O
crescimento dendrítico é completado no roll-kiss point como anteriormente descrito (HAGA;
SUZUKI, 2003c).
Capítulo 3
76
(a) (b)
Figura 3.28. Ilustração esquemática das diferentes zonas macroestruturais no lingote (a) e
durante a fabricação de tiras metálicas fundidas (b) (TRIVEDI, 1978, XU, 2006, FERRY,
2006).
Existem na literatura diversos estudos para explicar o efeito do fluxo de fluído no
crescimento dendrítico (TAKATANI; GANDIN; RAPPAZ, 2000, FAN, 2002).
A macroestrutura resultante do processo de fundição metal/molde foi observada por
Takatani et al. (2000) no crescimento de grãos dendríticos em presença de fluxo de fluído. A
tira que havia solidificado no processo por cilndros duplos (twin roll) foi analisada através da
técnica Electron Backscattered Difraction (EBSD). O autor mostra que os grãos têm
orientação cristalográfica aleatória na face da tira em contato com o molde. No meio da tira,
os grãos que sobreviveram através do mecanismo seletivo, cresceram exibindo uma textura
média dendrítica cuja orientação é levemente inclinada com relação ao gradiente térmico,
Figura 3.29.
Capítulo 3
77
Figura 3.29. Esquema dos rolos do laminador mostrando o processo de crescimento da
dendrita no fluxo de fluído (TAKATANI; GANDIN; RAPPAZ, 2000).
O efeito do fluxo de fluido na estrutura colunar dendrítico, segundo Takatani et. al
(2000) pode ser entendida pelos seguintes fatores: (a) a direção do crescimento dendrítico é
inclinado, indicando o sentido da passagem do fluxo. Como foi demonstrado por Okamoto et.
al. (1975), o crescimento dendrítico é perfeitamente alinhado com o gradiente térmico,
entretanto, o fluxo de fluído provoca a inclinação, considerando que a convecção forçada é
perpendicular ao gradiente térmico e (b) a cinética de crescimento da dendrita é em função da
direção do fluxo. Para um dado super-resfriamento, as dendritas que cresceram contra o fluxo
foram afinadas ou então rompidas, enquanto que as dendritas que cresceram a favor do fluxo
cresceram rapidamente com a passagem do fluxo (GLICKSMAN et al., 1988).
Esaka et. al., (1996) estudam o crescimento dos grãos dendríticos do aço carbono
usando uma placa resfriada inclinada e analisam o campo da difusão de soluto em volta da
dendrita fazendo uma analise bidimensional no escoamento do fluido. Ele mostra que o alto
gradiente de soluto (isto é concentração na camada limite de soluto) ocorre no lado da
Capítulo 3
78
dendrita oposto a corrente e responsável pelo desvio da direção preferencial do crescimento
dendrítico do gradiente térmico.
3.14 Controle da macroestrutura de peças fundidas
A importância do controle da macroestrutura no processo de solidificação tem como
objetivo obter materiais com propriedades superiores. Na maioria das situações práticas é
desejável que a estrutura bruta de solidificação se apresenta de forma de grãos equiaxial finos
devido à estrutura se caracterizar-se pela propriedade mecânica isotrópica.
Para o desenvolvimento da estrutura equiaxial, podem-se adotar dois procedimentos
principais (CAMPOS FILHO; JOHN DAVIES, 1978, GARCIA, 2001); (a) através do
controle da nucleação pelo processo de fundição ou pela adição de nucleantes e (b) pela
utilização de métodos físicos como, por exemplo, a agitação e a vibração ultra-sônica, para
induzir o refino dinâmico de grão.
3.15 Efeito da convecção forçada e taxa de resfriamento na estrutura de
solidificação
Tong et. al. (1998), usam um modelo teórico de campo de fase bidimensional
juntamente com a solução das equações de Navier-Stokes para simular o crescimento de um
grão equaxial na presença de fluxo de fluido. Eles observaram que do lado oposto do grão
dendrítico houve um crescimento mais rápido em relação à face que estava a favor da corrente
de fluido.
Ming-Fang et al. (2008), estudaram o efeito do fuxo de fluído no crescimento dendrítico
no campo bidimensional (2-D) utilizando um modelamento númerico específico, denominado
Modified Cellular Automaton (MCA). O modelo adotado por esses autores é um
aperfeiçoamento da técnica conhecida como Cellular Automaton (CA) capaz de simula o
crescimento dendrítico observado experimentalmente, com considerável precisão
computacional. Assim, a técnica empregada (MCA), considera a quantidade de movimento
(momentum) e o transporte de massa, para simular a evolução do crescimento dendrítico na
solidificação da liga, com presença de convecção no fundido. Esse modelo é utilizado para
Capítulo 3
79
simular o crescimento dendrítico da liga Al-Cu na presença de fluxo. A simulação mostra que
a morfologia dendrítica é fortemente influenciada pela presença de convecção no fundido. O
desvio dos braços dendríticos primários ocorre em sentido contrário do fluxo de fundido. O
crescimento no lado da ramificação dendrítica é amplamente favorecido na região contra
corrente e inibida na região a favor da corrente de fundido, como mostra a Figura 3.30. Além
disso, o crescimento dendrítico na presença de convecção é notavelmente maior, com o
aumento da concentração de soluto.
Figura 3.30. Simulação da morfologia dendrítica (f
s
=0,1), mostrando o perfil de soluto e
vetores de fluxo com super-resfriamento térmico de
Δ
T=12 K e composição inicial da liga de
(a) 1% em massa de Cu, (b) 2% em massa de Cu, e (c) 4% em massa de Cu. A parte superior
da figura indica pura difusão das dendritas (P
e
=0) e na parte inferior mostra o crescimento
dendrítico na presença de convecção forçada, ou seja, com P
e
=0,047 (Número de Péclet)
(MING-FANG et al., 2008).
A outra hipótese de evolução da microestrutura do fluxo de fluido pode ser observada
na Figura 3.31 através das seguintes condições proposta por Fan, (2002):
Capítulo 3
80
a) A convecção forçada promove o crescimento do cristal devido ao aumento de
transporte de massa durante a convecção, e favorece a formação de partículas finas
com uma morfologia não dendrítica.
b) O escoamento laminar altera a morfologia do crescimento dendrítico normal para a
formação de roseta, enquanto o escoamento turbulento altera a morfologia de
crescimento de roseta para esfera. O escoamento turbulento influencia mais
significantemente o tamanho das partículas e a morfologia do que o escoamento
laminar.
c) O aparecimento da morfologia em forma de roseta e esférica sobre a convecção
forçada é mais provável que seja um fenômeno de crescimento quanto resultado de
um mecanismo de fragmentação mecânica.
d) O refinamento estrutural sob intensa agitação é mais provável causado por um
mecanismo de nucleação, o qual é favorecido pela homogeneização da temperatura,
homogeneização da composição e a boa dispersão dos agentes nucleantes.
Entretanto em baixa taxa de cisalhamento, as ramificações dendríticas se coalescem
e o mecanismo de fragmentação dendrítico notado pode também ser significante.
Figura 3.31. Ilustração da morfologia de transição de dendrítico de forma esférica para roseta
com aumento da taxa de cisalhamento e turbulência (FAN, 2002).
Todas essas pesquisas têm demonstrado que a influência da convecção no crescimento
preferencial e na cinética do crescimento dendrítico, não está claramente evidenciada com o
resultado final da estrutura e textura do metal. Durante a solidificação dendrítica, o número de
Capítulo 3
81
processos que ocorrem simultaneamente com a região semi-sólida são muito complexos.
Incluindo a cristalização, redistribuição de soluto, fluxo interdendrítico e movimento de sólido
(GARCIA, 2001, CAMPOS FILHO; JOHN DAVIES, 1978).
3.16 Microestrutura da tira fundida
Um método conveniente muito utilizado na determinação dos efeitos das condições de
solidificação sobre a microestrutura formada consiste na medida dos espaçamentos celulares
ou dendríticos, uma vez que a distância entre as células (λ
c
) ou braços dendríticos primários
(λ
1
), secundários (λ
2
) ou de maior ordem, dependem do comportamento da transferência de
calor na interface do sistema metal/rolos (GARCIA, 2001, SPINELLI et al., 2000).
As formas de crescimento dendrítico são bastante variadas. Geralmente, cada dendrita
ramificada cresce em um único núcleo e possui uma única orientação. Pequenas mudanças na
orientação podem ser produzidas durante o crescimento, devido a distorções mecânicas
causadas pela turbulência no líquido (CAMPOS FILHO; JOHN DAVIES, 1978).
Reconhece-se atualmente que os espaçamentos das ramificações dendríticas têm uma
correlação muito mais imediata com as propriedades mecânicas do que o próprio tamanho do
grão cristalino (GARCIA, 2001, SPINELLI et al., 2000).
Os cristais são formados esparsamente na parede do molde requerendo um tempo
relativamente longo para entrar em contato com os cristais adjacentes, para formar uma casca
sólida. Durante este tempo, existe portando, a oportunidade para que os cristais sejam
separados na parede do molde pelo fluxo de fluído, ou correntes convectivas, que existe no
metal fundido.
Por outro lado, no caso do molde com alta capacidade de resfriamento, muitos cristais
podem ser resfriados proximamente um dos outros, sobre a parede do molde, formando
rapidamente uma camada sólida estável. Uma vez que essa camada sólida estável se forma na
parede do molde, essa camada pode crescer, formando uma zona colunar, independentemente
se exista alta intensidade de turbulência ou convecção no líquido junto à camada (OHNO,
1988).
Capítulo 3
82
3.17 Parâmetros controladores do comprimento dendrítico
Outro importante parâmetro microestrutural na formação das estruturas dendríticas
consiste no comprimento da dendrita (L
d
) no seu eixo de crescimento (ramificação primária),
que pode ser calculado de forma aproximada como:
í
(3.9)
onde T
líq
é a temperatura liquidus da liga, T
sol
é a temperatura solidus de não equilíbrio ou da
raiz da dendrita e G
M
um gradiente térmico médio no intervalo de solidificação (GARCIA,
2001).
A Equação (3.9) mostra a dependência do comprimento da ramificação dendrítica
principal com o intervalo de solidificação, veja a Figura 3.32 (b). Entretanto para ligas com
intervalo de solidificação semelhante, o comprimento da ramificação dendrítica é influenciado
apenas pelo gradiente térmico G
M.
O aumento da difusividade térmica do molde resultará em gradientes térmicos de maior
intensidade e conseqüentemente menores valores de L
d
,
Figura 3.32 (a). Por outro lado quanto
maior a difusividade térmica da liga menor será o gradiente térmico provocando maior
comprimento das ramificações dendríticas primárias, Figura 3.32 (c). Em hipótese, as
ramificações dendríticas mais longas são mais susceptíveis de rupturas durante o
processamento e pode influenciar a microestrutura final de solidificação (GARCIA, 2001).
Capítulo 3
83
Figura 3.32. Fatores que influenciam o comprimento das ramificações dendríticas (GARCIA,
2001).
3.18 Propriedades mecânicas de peças fundidas
As propriedades mecânicas de estruturas fundidas dependem do arranjo microestrutural
que se define no processo de solidificação juntamente com as tensões e/ou deformações
obtidas durante o esfriamento. Dessa forma, o tamanho de grão, espaçamento interdendrítico,
Capítulo 3
84
a forma, o tamanho e o espalhamento de eventuais porosidades, produtos segregados e outras
fases irão determinar o comportamento mecânico da estrutura (GARCIA, 2001).
Dentre as propriedades mecânicas influenciadas pelo arranjo da estrutura de
solidificação, pode ser citado o limite de resistência à tração, limite de escoamento,
ductilidade, limite de resistência à fadiga e resistência a fluência (GARCIA, 2001).
Geralmente estas heterogeneidades são particularmente severas nos contornos de grãos,
que acabam por se constituir em caminhos preferenciais da fratura em estruturas de
granulação grosseira e em propriedades mecânicas inferiores. Uma maneira mais eficiente de
melhorar as propriedades de estruturas brutas de solidificação consiste em reduzir ou provocar
uma melhor distribuição dessas heterogeneidades (GARCIA, 2001).
3.19 Comportamento mecânico da tira fundida
Para verificar o efeito da microestrutura nas propriedades mecânicas das tiras fundidas
Watari et al. (2004), Watari et al. (2006), Lima Filho et al. (2008) caracterizaram
experimentalmente o comportamento da tira através da estampagem profunda. Neste processo
esses autores observaram à boa estampabilidade das tiras através do parâmetro determinado
pela razão limite de estampagem (LDR), que representa a dimensão do disco metálico (blank)
D
0
capaz de ser embutido através de uma matriz com diâmetro do punção D
p,
sem apresentar
ruptura. O limite superior LDR é dado por:
á
(3.10)
onde η é um termo de eficiência para compensar as perdas por atrito. Quando η é igual a 1,
então LDR ≈ 2,7, enquanto que se η é igual a 0,7, tem-se que LDR ≈ 2. Isto demonstra a
dificuldade de produzir um copo metálico com altura muito superior ao seu diâmetro, mesmo
que o metal seja de grande ductilidade (DIETER, 1976).
Shueren et al. (2007) e Lima Filho et al. (2008) compararam experimentalmente através
do ensaio de estampagem, o alto grau de isotropia das tiras fundidas em relação às tiras
laminadas convencionalmente. Normalmente, as tiras obtidas convencionalmente apresentam
Capítulo 3
85
maior grau de anisotropia devido à orientação preferencial dos grãos produzida por uma
deformação plástica severa. A Figura 3.33 (a) representa esquematicamente um arranjo
aleatório dos grãos ao longo da amostra. Se a amostra é laminada em uma direção, a estrutura
desenvolve uma orientação nas quais certos planos cristalográficos tendem-se a se arranjar de
maneira preferencial, na direção de laminação conforme mostra a Figura 3.33 (b).
Figura 3.33. Esquema ilustrativo da orientação dos grãos: textura aletório (a); orientação
preferencial (b).
A direcionabilidade das propriedades mecânicas, geralmente, produzida pela laminação
convencional, ou outros processos primários de fabricação, pode ter um efeito importante na
manufatura do metal. A produção de uma estrutura de orientação cristalográfica preferencial
ou a presença de fibras cristalográficas afeta a conformabilidade da chapa, normalmente o
dobramento torna-se mais difícil quando a linha de dobramento é paralela à direção de
laminação da chapa do que quando perpendicular a esta (KALPAKJIAN, 1997).
Capítulo 4
86
Capítulo 4
4 Procedimento experimental
Neste capítulo, serão abordados o laminador duo empregado; o bocal de acoplamento
do cilindro inferior construído; a calha de esfriamento utilizada; o sistema de controle do
fluxo de metal líquido e arraste de escória na calha de esfriamento; a barreira construída junto
ao bocal de acoplamento para manter o fluxo contínuo; as ligas empregadas no trabalho; o
emprego das ligas de chumbo-estanho; a fusão da liga de chumbo-estanho; a instrumentação
do laminador duo irreversível; a fabricação de tiras por cilindro único (single roll) e com dois
cilindros (twin roll); a fabricação de tiras por laminação convencional; a caracterização
microscópica e macroscópica de tiras fundidas; a medida da rugosidade; a fabricação dos
discos metálicos (blanks); a caracterização mecânica por estampagem profunda e a operação
de estiramento.
4.1 Laminador duo empregado
O projeto consiste em representar a tecnologia de produção de tiras no estado
semi-sólido utilizando o laminador duo irreversível inicialmente projetado para a laminação
de lingotes, mostrado na Figura 4.1, especificado na Tabela 4.1. Este projeto demonstra a
adaptação de um laminador duo convencional para a laminação do material semi-sólido
produzido em uma calha de resfriamento sem a necessidade de investimento de grandes
custos.
Além disso, como citado anteriormente à obtenção de tiras diretamente do estado
líquido sem reaquecimento vem ganhando espaço com relação ao processamento
convencional, uma vez que apresenta uma série de vantagens, como por exemplo, eliminação
de etapas da laminação (lingotamento), economia de espaço físico, solidificação rápida
(granulação fina), pequena força de separação entre os cilindros, como foi visto no Item 3.9.
Capítulo 4
87
Figura 4.1. Laminador duo irreversível empregado para simular o processo de produção de
tiras no estado semi-sólido.
Neste contexto, para a obtenção da tira a partir do estado fundido ou semi-sólido, a
modificação necessária feita, inicialmente, no laminador duo foi à retirada das mesas do
laminador, e em seguida projetar um dispositivo para que o material fundido ou semi-sólido
permanecesse em contato com o cilindro inferior (cilindro de solidificação). De acordo com
os testes preliminares, o reservatório ou bocal foi remodelado objetivando a obtenção de uma
tira contínua de bom acabamento superficial. As velocidades dos cilindros de laminação
foram testadas para obter um fluxo laminar do material semi-sólido.
Tabela 4.1. Dados do laminador duo.
Potência do motor elétrico 5,6 kW; 1735 rpm
Cilindros
Diâmetro 105 mm
Comprimento 101 mm
Material Aço carbono cementado
Velocidades
Marchas rpm m/s
1 45,8 0,25
2 85,2 0,47
3 132,4 0,73
4 194,5 1,07
Capítulo 4
88
Os cilindros de laminação utilizados foram construídos de aço carbono cementado
suficiente para o processamento das ligas de chumbo (T
h
>0,5) devido à baixa temperatura de
fusão. Além disso, a capacidade do cadinho, utilizada durante os ensaios, apresenta
quantidades menores que 4kg. Esses cilindros de aço foram polidos com uma lixa de
granulometria 1200, para evitar que a tira se adere sobre os cilindros durante o
processamento, obtendo uma rugosidade superficial média de aproximadamente 0,20 μm.
Este é um método mais prático do que a pintura feita com grafite coloidal (Dycote Dr 178)
nos primeiros procedimentos e ajuda a minimizar o efeito da resistência térmica na
transferência de calor na interface metal/rolos, e também para produzir uma tira de melhor
acabamento superficial.
4.2 Bocal de acoplamento do cilindro inferior
O bocal de acoplamento do cilindro inferior foi construído utilizando tijolo sílico-
aluminoso poroso, para receber a liga recém resfriada pela calha metálica. Três tipos de
bocais foram feitos para facilitar o escoamento da lama/pasta metálica até o cilindro inferior,
Figura 4.2. Os bocais foram revestidos com uma camada de grafite coloidal para facilitar a
retirada de material solidificado e o escoamento da pasta metálica.
Um suporte para os bocais foi construído através de chapas de aço de 2,0 mm de
espessura. Este suporte possibilitou o intercâmbio dos bocais, permitindo assim analisar a
influência da geometria do bocal durante a operação de tixolaminação.
Figura 4.2. Bocais de geometria 100 x 90 x 85 mm aproximadamente acoplado ao cilindro
inferior para armazenar/dirigir a pasta metálica (a); (b); (c) e suporte para os bocais
240 x 125 mm aproximadamente (d). Nota-se a curvatura esculpida nos bocais para obter um
bom acoplamento para a tixolaminação.
Capítulo 4
89
Cada bocal construído apresenta uma geometria interna diferente, conforme mostra a
Figura 4.3. Desse modo, a partir de cada bocal será analisada a importância do comprimento
contato do fundido com o cilindro de solidificação.
O ângulo de entrada do material no estado semi-sólido na cadeira de laminação mede a
altura máxima da piscina em que o material semi-sólido pode ser mantido. Este parâmetro
determina o intervalo de tempo necessário para o resfriamento da tira através da velocidade
dos cilindros e o nível do fundido.
O bocal da Figura 4.2 (a) apresenta maior volume interno, e também maior
comprimento de contato do fundido em relação aos bocais (b) e (c). Enquanto, que estes dois
últimos apresentam praticamente o mesmo comprimento de contato, porém, a diferença é que
a geometria do bocal da Figura 4.2 (b) apresenta uma rampa interna que foi projetada com a
intenção de minimizar a agitação do material no estado semi-sólido, que vazado a uma altura
menor comparada com o bocal da Figura 4.2 (a), a inclinação da rampa, conduz o material
semi-sólido entre os cilindros do laminador. O bocal da Figura 4.2 (c), além da rampa,
apresenta uma barreira e um afunilamento, que foi moldada, objetivando minimizar o efeito
da velocidade do escoamento diretamente nos cilindros do laminador, veja a Figura 4.3 (c).
Outro fator importante, que influencia a agitação do metal é o comportamento do
material semi-sólido nos bocais, devido às propriedades físicas como a fluidez e a
viscosidade, pode gerar defeitos na tira. A altura do material semi-sólido no bocal pode
também acarretar defeitos superficiais na tira conforme foi demonstrado por Haga e Suzuki
(2003c).
A geometria do bocal da Figura 4.2 (a) permitiu a fabricação de tiras para a confecção
dos discos metálicos (blanks) para a operação de embutimento profundo e estiramento
(ironing) na caracterização mecânica da tira.
Capítulo 4
90
(a) (b)
(c)
Figura 4.3. Ilustração esquemática da geometria de cada bocal mostrando o ângulo máximo de
contado do metal fundido com o cilindro de solidificação.
4.3 Fabricação da calha de resfriamento
Foi construída uma calha de resfriamento de 600 mm de comprimento, feita com uma
chapa fina de aço de 2,0 mm de espessura, dobrada a um ângulo de 90° e afunilando na
extremidade para posicionar no bocal de acoplamento junto ao cilindro inferior. A função da
calha é a pré-nucleação (formação do material semi-sólido) das ligas Sn/Pb empregadas neste
trabalho.
Na extremidade, a calha é fechada e vazada por um furo para permitir a saída da liga
metálica já no estado pastoso. Um suporte tipo “telescópio” e um mecanismo de controle do
ângulo da calha foram construídos, Figura 4.4. Este mecanismo permitiu posicionar a calha na
altura e ângulo apropriado para o ensaio. Esta calha sem a panela intermediária (tundish) foi
usada nos testes preliminares para a fabricação da tira semi-sólida.
Capítulo 4
91
Figura 4.4. Suporte da calha de resfriamento (a); e detalhes da calha mostrando o mecanismo
de controle de altura e ângulo da mesma (b). A calha foi pintada com desmoldante a base de
grafite coloidal (Dycote 176).
4.4 Controle do fluxo de metal líquido e arraste de escória na calha de
resfriamento
Uma panela intermediária (tundish) foi projetado inicialmente com o objetivo de
posicionar o vazamento da liga Pb/Sn na calha de resfriamento, Figura 4.5. O vazamento da
liga fundida é realizado manualmente e assim não garante um fluxo contínuo de material.
Para resolver este problema, uma segunda panela intermediária (tundish) foi projetada e
construída para obter um controle estático do fluxo da liga fundida, Figura 4.6. Uma
alimentação mais uniforme do material fundido na calha de resfriamento resultou
independente de qualquer variação no vazamento do cadinho. A quantidade de arraste de
escória/óxido tende a diminuir.
Capítulo 4
92
Figura 4.5 Projeto inicial da panela intermediária (tundish) feito de grafite objetivando o
posicionamento do vazamento na calha de resfriamento.
Figura 4.6. A panela intermediária (tundish) atual feita de material refratário (sílico aluminoso
poroso de fácil moldagem) para o controle estático do fluxo durante a operação de vazamento.
A calha de resfriamento já instrumentada com termopares cromel/alumel tipo K de 3 mm de
diâmetro.
Capítulo 4
93
4.5 Barreira construída junto ao bocal de acoplamento para manter um
fluxo contínuo e minimizar o arraste de escória na fabricação da tira
metálica
A barreira da retenção de escória foi posicionada no bocal de acoplamento junto ao
cilindro inferior. Esta barreira foi construída a partir de uma chapa de alumínio de 1 mm de
espessura e pintada com um desmoldante a base de grafite coloidal para evitar a aderência do
material semi-sólido. Este procedimento possibilitou o uso da mesma barreira em diversos
ensaios. A Figura 4.7 (b) mostra um dispositivo de fixação feito em aço para posicionar a
barreira de retenção da escória antes da operação de vazamento.
O dispositivo de fixação desenvolvido neste trabalho possibilita a troca de barreiras de
diferentes geometrias e seu posicionamento para os testes experimentais. Da mesma forma, a
substituição do bocal cerâmico é facilitada em caso de eventual fratura durante o ensaio.
(a) (b)
Figura 4.7. Bocal de acoplamento inicialmente projetado (a); e barreira removedora de
escória/óxido montada junto ao bocal (b).
4.6 Liga utilizada neste trabalho
Foram utilizadas nos ensaios experimentais ligas hipoeutéticas Pb/Sn (70%Pb-30%Sn,
60%Pb-40%Sn, 50%Pb-50%Sn) e aproximadamente próxima ao ponto eutético
Capítulo 4
94
(37%Pb-63%Sn) respectivamente com intervalo de solidificação de 75°C, 56°C, 31°C e 6°C
de acordo com o diagrama de fases (Figura 4.8), para obter tiras semi-sólidas fundidas e
tixoconformadas.
As ligas de Pb-Sn foram escolhidas devido às suas baixas temperaturas de fusão e assim
de fácil manuseio, além de apresentar o diagrama de fases que permite simular outras ligas
com um ponto de fusão mais elevado, como por exemplo, as ligas de alumínio.
Figura 4.8. Diagrama esquemático de fases da liga Pb-Sn empregada neste trabalho
(ASM HANDBOOK, 1990).
4.7 Uma breve discussão do emprego das ligas Pb/Sn
Atualmente as ligas de chumbo têm sido empregadas para diversos fins industriais, por
exemplo, na indústria química onde tubos obtidos por extrusão são utilizados para transporte
de fluidos devido a sua alta resistência a corrosão. Na indústria bélica, para fabricação de
munição.
Capítulo 4
95
Ânodos de Pb são altamente resistentes à corrosão marítima sendo utilizados como
proteção catódica, além das aplicações mais conhecidas, como soldas e para fins de proteção
radiológica e isolamentos em geral. As soldas são produzidas na forma de lingotes, anodos,
pastas, barras e vergas extrudadas, fitas laminadas e fios e trefilados em diversas formas e
diâmetros. A Tabela 4.2 indica as principais ligas de chumbo estanho e suas aplicações.
Tabela 4.2. Ligas de estanho/chumbo e suas diversas aplicações (ASM HANDBOOK, 1990).
Liga
Sn/Pb
Densidade
(g/cm
3
)
Temperatura
solidus (°C)
Temperatura
liquidus (°C)
Aplicações
20/80 10,20 183 280 Soldagens por imersão
25/75 10,00 183 267 Soldagens por imersão, maçarico ou ferro de
soldar
30/70 9,70 183 255 Soldagem e radiadores de automóveis, calhas,
terminais e cabos elétricos
40/60 9,30 183 235 Trocadores de calor, calhas e motores elétricos
50/50 8,90 183 212 Manutenção elétrica, tubulações e conexões de
cobre, terminais elétricos
60/40 8,60 183 189 Soldagem com ferro de soldar, circuitos
impressos, componentes eletrônicos
63/37 8,40 183 183 Eletroeletrônica, soldagem por onda em
máquinas automáticas, por imersão e ferro de
solda
4.8 Fusão das ligas Pb/Sn
As ligas empregadas estão inicialmente no formato de varetas extrudadas ou tarugos, as
quais são “enroladas” em espiral (Figura 4.9) com um alicate ou cortadas de maneira que
pudesse ser colocada no cadinho de 500 ml para a fusão. O peso da liga Pb/Sn fundida é de
aproximadamente 4,5 kg.
O cadinho com o leito de carga foi posicionado dentro do forno manualmente com a
ajuda de uma garra para fundir a liga Pb/Sn. O forno é construído de resistência elétrica
(6600W/220V) com um controlador eletrônico de temperatura (400DR GEFRAN
®
) e
projetado para atingir a temperatura máxima de 500°C, veja a Figura 4.10.
Capítulo 4
96
(a) (b)
Figura 4.9. Material na forma comercial antes de ser carregado no cadinho (a); e a liga Pb/Sn
já fundida no forno para a operação de vazamento na calha de resfriamento para a produção
do material semi-sólido (b).
Figura 4.10. Foto ilustrativa do forno mostrando o controlador de temperatura na parte
superior e as repartições internas do forno.
4.9 Instrumentação do laminador duo irreversível
O monitoramento da temperatura da liga durante todo o processo de obtenção de tiras
fundidas e tixolaminadas é feita através de cinco termopares cromel/alumel tipo K (6 mm de
diâmetro e comprimento de 100 e 200 mm). Estes termopares estão dispostos na calha de
resfriamento que produz a lama/pasta metálica, no bocal e na superfície do cilindro inferior,
Figura 4.11. Este último termopar foi encapsulado em um eletrodo de grafite, que foi moldado
de acordo com a curvatura do cilindro. Uma interface de aquisição (Pico TC-08 IMPAC)
registra a temperatura versus tempo durante todo o processo.
Capítulo 4
97
O programa Picolog
®
foi utilizado para a obtenção das curvas de temperatura. A partir
da leitura de temperaturas do termopar em intervalos de tempo fixos, o software organiza
esses dados e transforma em uma curva de temperatura x tempo.
O programa possibilita a visualização dos dados obtidos por meio de uma tabela e de
um gráfico, bastando selecionar o modo de visualização. Além disso, os dados da tabela
(número de pontos/tempo e temperatura) podem ser plotados e manipulados em uma planilha
eletrônica tipo Excel, para obter o perfil de aquecimento da amostra (temperatura em °C
versus tempo em segundos).
Figura 4.11. Esquema do laminador duo irreversível utilizado no experimento. No detalhe,
têm-se os termopares (T
1
, T
2
e T
3
) igualmente espaçados de 100 mm aproximadamente pela
calha de resfriamento e uma panela intermediária (tundish) acoplados, com a função do
controle estático do fundido durante o processo. Os termopares T
4
e T
5
são posicionados
respectivamente no bocal e junto ao cilindro inferior.
Capítulo 4
98
4.10 Tiras metálicas obtidas por laminação com único cilindro (single roll) e
com dois cilindros (twin roll)
O processamento por cilindros únicos (single roll) consiste em produzir a tira metálica
apenas com o cilindro inferior (cilindro de solidificação) sem o contato desta com o cilindro
superior. Este método foi possível pelo afastamento do cilindro superior, Figura 4.12. Neste
processo, a espessura da tira depende principalmente da altura do material semi-sólido no
bocal de acoplamento, velocidade dos cilindros e da taxa de resfriamento na superfície do rolo
(LI; THOMAS, 1996).
As tiras semi-sólidas fundidas são posteriormente laminadas para redução da espessura
e também melhorar a qualidade da superfície da tira voltada para a atmosfera. Um mecanismo
para a laminação da tira foi projetado e construído e montado no laminador duo, conforme
mostra a Figura 4.13. Este mecanismo garante que durante a laminação a tira não sofra
distorção lateral, garantindo assim a sua linearidade. O passo aplicado a cada redução foi de
aproximadamente 0,2 mm.
(a) (b)
Figura 4.12. Diagrama esquemático mostrando os processos por cilindro único (single roll)
(a) e cilindros duplos (twin roll) (b), usados na obtenção da tira semi-sólida fundida e
tixolaminada respectivamente.
Capítulo 4
99
Figura 4.13. Dispositivo projetado para a laminação das tiras semi-sólidas fundidas
produzidas pelo processo por cilindro único (single roll).
No processo de fabricação por cilindros duplos (twin roll), a pasta metálica ao ser
arrastada pelo cilindro inferior será conformada pelo cilindro superior. A força resultante da
separação dos cilindros é muito baixa em decorrência da tensão de escoamento do metal no
estado semi-sólido ser menor que no estado sólido. Em ensaios preliminares, verificou-se que
a deformação excessiva provocada por este procedimento, pode gerar uma superfície
microtrincada ao longo da tira.
4.11 Tiras metálicas obtidas por laminação convencional
Para a laminação convencional, uma placa de aproximadamente 10 mm da liga
50%Sn–50%Pb e 63%Sn–37%Pb foi fundida e laminada em vários passes para obter tiras
metálicas de espessuras que variam de 1,0 mm a 1,5 mm. Estas ligas foram selecionadas para
a fabricação de copos através da estampagem profunda (deep drawing) e estiramento
(ironing).
A lingoteira foi aquecida a 120°C, temperatura necessária para aplicar o desmoldante
Dycote 178 à base de grafite coloidal. Para o vazamento da liga, a lingoteira foi aquecida na
mesma temperatura do fundido (300ºC) a fim de se evitar a formação de gotas frias durante o
processo de lingotamento direto, mostrado na Figura 4.14.
Capítulo 4
100
(a)
(b)
Figura 4.14. Posicionamento do cadinho ao lado da lingoteira retangular (10 mm x 45 mm x
200 mm) (a) para lingotamento direto da liga 63%Sn – 37%Pb (b).
Com o lingote obtido, Figura 4.15 (a), retiraram-se as rebarbas e o excesso de material
(cabeça quente) a fim de se obter uma placa metálica com dimensões de 10 × 45 × 190 mm,
que foi dividida na metade para que as placas de ligas de Pb-Sn fossem laminadas na
temperatura ambiente, Figura 4.15 (b).
A laminação dessas ligas é caracterizada como um trabalho a quente, pois a temperatura
homóloga, definida como a relação entre a temperatura de trabalho e temperatura de fusão do
material (
⁄
) é maior que 0,5. O trabalho a frio caracteriza-se por uma temperatura
homóloga menor que 0,3. Por sua vez, no trabalho a morno a temperatura homóloga está entre
0,3 e 0,5. As tiras foram então obtidas após a laminação em um laminador duo convencional
com uma redução aproximada de 0,2 mm em cada passo.
Capítulo 4
101
(a)
(b)
Figura 4.15. Placa lingotada de largura de 45 mm da liga Pb/Sn (a) e a tira laminada de 48
mm de largura (b).
4.12 Caracterização microscópica e macroscópica das tiras fundidas
Para análise micrográfica, as amostras das tiras (semi-sólida fundida, semi-sólida
fundida laminada, tixoconformada, e laminada convencionalmente) foram selecionadas e
embutidas em resina epóxi. As amostras foram lixadas manualmente para evitar o
abaulamento da superfície.
Inicialmente foi utilizada a lixa de granulometria 220 devido à baixa dureza das ligas de
chumbo-estanho, em seguida, foram empregadas as lixas de granulometria 330, 400, 600,
800, 1000 e 1200. Sempre a cada troca de lixa, as amostras foram lavadas com água corrente.
Durante o processo de lixamento é importante salientar que as amostras sejam
refrigeradas adequadamente em água corrente, pois o aquecimento provocado pelo atrito e o
baixo ponto de fusão dessas ligas, as amostras podem ficar comprometidas pelo fenômeno de
recristalização da estrutura das tiras que sofreram conformação plástica.
O polimento mecânico foi feito com pasta de diamante de granulometria 6, 3, e 1 µm e
lubrificadas com lubrificantes a base de álcool etílico. Novamente, as amostras entre uma
pasta e outra, foram lavadas com água corrente e colocadas em banho ultra-sônico,
enxaguadas e imersas em álcool, para serem secas com ar quente.
Capítulo 4
102
E finalmente as amostras foram atacadas com Nital (5 ml de HNO
3
e 95 ml de álcool
etílico) num intervalo de tempo de aproximadamente 15 s para revelar as fases presentes, para
serem examinadas no microscópio ótico.
A caracterização macroscópica da superfície da tira fundida foi feita observando a
existência de porosidades, trincas, defeitos e a presença de escórias provenientes do
processamento do material semi-sólido.
4.13 Medida da rugosidade
Um rugosímetro digital marca Mitutoyo SJ-201 na Figura 4.16 o qual apresenta uma
faixa de leitura de 0,01 μm a 75 μm, foi usado para medir as ondulações superficiais das tiras
processadas em diferentes condições: 1. tixolaminada; 2. solidificada rapidamente; e 3.
solidificada rapidamente seguida da laminação no estado sólido pela profundidade de perfil
máximo.
Figura 4.16. Rugosímetro digital marca Mitutoyo SJ-201.
4.14 Fabricação dos discos metálicos (blanks)
Após a obtenção das tiras metálicas realizou-se a operação de corte simples dos discos
metálicos (blanks) com aproximadamente 40 mm de diâmetro, através do ferramental de corte
Capítulo 4
103
mostrado na Figura 4.17. As matrizes de corte foram acopladas em uma prensa excêntrica
Harlo de 12 toneladas e alinhadas manualmente com a prensa desligada antes que a operação
de corte fosse efetuada. O conjunto matriz e punção são mostrados esquematicamente na
Figura 4.17.
(a) (b)
Figura 4.17. Ferramental utilizado no corte dos discos metálicos (blanks) (a); processo de
corte dos discos (blanks) (b).
4.15 Estampagem profunda (deep drawing)
Com os discos metálicos (blanks) cortados e as rebarbas retiradas, seguiu-se para a
operação de estampagem profunda utilizando uma prensa hidráulica universal Heckert de
capacidade 980,7 kN (100 tf), uma célula de carga de 4,9 kN (500 kgf), osciloscópio digital
Tecktronics TDS 210, indicador digital de deformação (modelo TMDE) e um computador
com software Wavestar que faz a aquisição de sinais e dados (força versus tempo durante a
operação) os quais são exportados para uma planilha eletrônica. A interferência da rede
elétrica nos resultados medido é minimizada através do filtro de linha e do aterramento
instalado para o TMDE e o osciloscópio digital.
Uma camisa de bronze foi usinada para acomodar a célula de carga, mantendo o seu
alinhamento. A célula de carga foi posicionada sobre uma esfera de aço, para obter acurácia
na medida da carga de conformação, evitando possíveis engripamento da célula de carga no
interior da armadura de bronze, Figura 4.18.
Capítulo 4
104
(a) (b)
Figura 4.18. Detalhe da prensa com a célula de carga (a); aparato experimental adaptado para
a medida de carga (b).
A célula de carga aferida previamente apresentou a seguinte curva de calibração:
490,5
(4.1)
onde,
F, força em Newton
V, tensão elétrica (DC) em Volts.
Para garantir um melhor alinhamento da matriz e o punção durante o ensaio de
estampagem e estiramento (ironing), foi necessário adaptar uma base plana de suporte para a
matriz, onde esta é rosqueada ao centro da base, Figura 4.19 (c).
Figura 4.19. Pesos padrão de 20 (a), 10 kg (b) e base plana de suporte para a matriz (c).
Capítulo 4
105
Na calibração do indicador digital de deformação (TMDE), dois pesos padrão de 20kg
e 10 kg foram empregados mostrados respectivamente na Figura 4.19 (a) e (b). De acordo
com o manual do fabricante, foi necessário um tempo de 30 min de espera para a total
estabilização do TMDE antes de realizar o ensaio.
O TMDE foi calibrado para ter uma leitura 2 mV/V. Assim, o mostrador digital de
deformação do TMDE deve ser multiplicado por dois (2) para calcular a força necessária. A
célula de carga utilizada de 500 kgf tem um fundo de escala de 4000 µε. Assim, através de
uma regra de três simples verifica se célula de carga está mostrando o valor correto do peso
(Figura 4.20).
Figura 4.20. Calibração do indicador digital de deformação (modelo TMDE) utilizando peso
padrão de massa 10 kgf (ou 41 µε * 0,25 kgf/µε).
Antes de executar o processo de estampagem e estiramento (ironing) é necessário
verificar o alinhamento entre o punção e a matriz para garantir um copo radialmente
simétrico. Além disso, é importante também a lubrificação dos discos metálicos (blanks) e da
matriz empregando óleo mineral, para minimizar o efeito do atrito, e assim, prevenir
eventuais defeitos nas peças conformadas.
Os discos metálicos (blanks) obtidos a partir do corte das tiras produzidas são
posicionados manualmente no interior da matriz de estampagem. Para evitar à formação de
rugas, um dispositivo especial, anti-rugas (blankholder) ou anel de fixação é utilizado, com a
função de comprimir o disco metálico (blank) contra a matriz. Após a estampagem do copo, a
Capítulo 4
106
matriz e o punção são trocados e novamente alinhados e lubrificados para a operação de re-
embutimento.
A Figura 4.21 mostra as matrizes e os punções utilizados no embutimento e re-
embutimento dos copos metálicos. O projeto desse ferramental (matriz e punção de
estampagem) foi baseado na razão limite de estampagem (LDR ≈ 2,2) para o embutimento de
ligas de alumínio.
Figura 4.21. Ferramental para a estampagem e re-estampagem profunda: quatro matrizes de
diâmetros de 24 mm (a), 21 mm (b), 18 mm (c) e 15 mm (d).
4.16 Operação de estiramento (Ironing)
Com os copos metálicos estampados da matriz de 24 mm realizou-se o processo de
estiramento (ironing) para aumentar a profundidade dos copos metálicos, através da redução
uniforme da espessura da parede. Este processo diferencia-se da estampagem profunda pelas
forças aplicadas: compressão radial e tração longitudinal.
Capítulo 4
107
A Figura 4.22 mostra uma matriz de estampagem, quatro matrizes de estiramento
(ironing), um punção de diâmetro de 24 mm aproximadamente, e um extrator (stripper) cuja
função é de facilitar a retirada do copo metálico preso ao punção.
Figura 4.22. Punção e ferramental de para operação de estiramento (ironing).
Capítulo 5
108
Capítulo 5
5 Resultado e discussões
Neste capítulo, as fabricações de tiras fundidas tixolaminadas a partir do estado semi-
sólido com alto médio e baixo intervalo de solidificação, uma análise de defeitos de tiras
fundidas e tixoconformadas e a caracterização mecânica das tiras produzidas, serão os temas
principais.
5.1 Fabricação de tiras fundidas e tixolaminadas a partir do estado semi-
sólido com alto e médio intervalo de solidificação
Para a fabricação de tiras fundidas e tixolaminadas a partir do estado semi-sólido com
alto e médio intervalo de solidificação serão abordados neste subitem: os ensaios preliminares
para testar o equipamento de obtenção de tiras contínas; o uso da panela intermediária
aplicando bocais de diferentes geometrias; a formação de material semi-sólido na calha de
resfriamento; o mecanismo de formação da tira; influência da temperatura do cilindro; o efeito
do desmoldante sobre o processamento; a saída da tira semi-sólida da cadeira de laminação; o
efeito do intervalo de solidificação sobre a qualidade da tira tixoconformada; os perfis de
temperatura obtidos no processamento; a influência da altura do material semi-sólido na
produção de tiras semi-sólidas e tixolaminadas; o controle de temperatura do bocal na
produção de tiras semi-sólidas e tixoconformadas; a microestrutura da tira resfriada
rapidamente; a microestrutura da tira tixolaminada; o efeito da temperatura de vazamento e da
velocidade dos cilindros sobre a qualidade das tiras metálicas fundidas semi-sólidas de alto
intervalo de solidificação; a redução da temperatura e velocidade de processamento para a
tixolaminação da liga Pb-30%Sn e a qualidade das tiras metálicas Pb/Sn semi-sólidas
fundidas e tixolaminadas diminuindo o intervalo de solidificação, controlando a velocidade
dos cilindros e a temperatura do bocal e aumentando a altura da piscina do material semi-
sólido.
Capítulo 5
109
5.1.1 Ensaios preliminares para testar o equipamento de obtenção de tiras
contínuas
O primeiro teste para obtenção de tiras contínuas a partir do estado líquido, foi vazar a
liga 60%Pb-40%Sn fundida aproximadamente a 300 °C diretamente sobre a calha de
resfriamento sem a presença de uma panela intermediária (tundish). Esta liga apresenta um
intervalo de solidificação de 56°C, intermediário a liga 70%Pb-30%Sn e 50%Pb-50%Sn, com
intervalo de solidificação, respectivamente, de 75°C e 31°C. Estas ligas foram utilizadas
porque apresentam temperatura baixa de fusão, assim de fácil manipulação e com a
microestrutura parecida com as ligas de alumínio.
O bocal cerâmico junto ao cilindro inferior foi modelado utilizando tijolo refratário
sílico-aluminoso poroso de fácil moldagem. A Figura 4.2 (a) conforme foi visto percebe-se a
geometria interna do primeiro bocal construído e o suporte em chapa de aço para o seu
acoplamento junto ao cilindro inferior.
A velocidade dos cilindros utilizada foi de 0,47 m/s. Esta velocidade foi escolhida, pois
é a segunda do equipamento (Tabela 4.1). A formação de uma tira contínua de 22 mm de
largura ocorreu, porém, não seguiu a largura do bocal. Isto pode ser explicado devido à pré-
solidificação da liga na parede e no fundo do bocal, que se encontra na temperatura ambiente.
Uma poça metálica então foi mantida por estas camadas pré-solidificadas durante a fabricação
da tira, assim, uma grande quantidade da liga metálica solidificada foi retida final do
processamento junto ao bocal.
Um calibrador/apalpador de espessura foi utilizado para ajustar a distância entre os
cilindros em 1,0 mm. Entretanto, essa distância não foi suficiente para que o cilindro superior,
(cilindro de conformação) participasse na conformação da face superior da tira a qual é
voltada para a atmosfera. Este processo é caracterizado como cilindro único (single roll)
como anteriormente mostrado, na Figura 4.12.
A Figura 5.1 mostra a face da tira voltada para a atmosfera. A superfície formada
lembra um perfil de forma de “U” e “V”, cujo vértice, indica a direção de processamento. Isto
mostra que a casca metálica formada junto ao cilindro inferior, cilindro de solidificação, está
Capítulo 5
110
arrastando o material pastoso. As bordas da tira semi-sólida formada resfriam mais
rapidamente do que o seu interior. Assim, nesta região uma troca de calor mais intensa ocorre.
Em certas seções, trincas transversais foram observadas. Isto pode ser explicado pelas tensões
de tração longitudinais durante a solidificação (trincas a quente).
Além disso, a calha de resfriamento na saída do laminador, ainda não tinha sido
construída para dar suporte à tira metálica superaquecida após o processamento. Assim, a tira
superaquecida aderiu-se em certas regiões quando elas se tocaram a elevada temperatura após
o processamento, Figura 5.1. Então, uma calha de recebimento para dar suporte às tiras após o
processamento, foi projetada e construída, e juntamente também com um sistema de
refrigeração (Figuras 4.11 e 4.12).
5.1.2 O uso de uma panela intermediária e testes aplicando bocais de
diferentes geometrias
Uma panela intermediária tipo funil (tundish), feita de grafite (Figura 4.5), posiciona a
distância de vazamento na calha de resfriamento para a produção do material semi-sólido.
Assim, o mecanismo que aloja a panela intermediária (tundish) possibilitou diversos testes,
para verificar a melhor posição para a produção do material semi-sólido. Então, a posição
escolhida da panela intermediária (tundish) foi de 300 mm aproximadamente a partir do
bocal, uma vez que, para uma distância maior, a fluidez do material semi-sólido diminuiu
severamente, devido ao elevado super-resfriamento térmico.
Várias tentativas foram feitas preliminarmente usando a liga 60%Pb-40%Sn para obter
a tira tixolaminada para bocais de diferentes geometrias (Figura 4.2 (b) e (c)). Assim, piscinas
de altura diferentes de material semi-sólido foram obtidas pelo uso desses bocais.
Capítulo 5
111
Superfície inferior da tira que entra em contato
com o cilindro de solidificação.
Superfície superior da tira voltada para a
atmosfera sem contato com o cilindro de
superior (cilindro de conformação)
Produto obtido
Vista geral do equipamento sem a calha de
resfriamento da tira
Tiras caldeadas após o processamento devido
ao contato a elevada temperatura.
Figura 5.1. Aspecto da tira semi-sólida fundida continuamente a 85,2 rpm (velocidade de
saída da tira de 0,47 m/s) a partir da liga 60%Pb-40%Sn vazada a 300ºC.
Os testes preliminares, variando as velocidades dos cilindros ainda sem o pré-
aquecimento dos bocais, resultaram em tiras de diferentes acabamentos, Figura 5.2. O
material semi-sólido espalhou-se na borda do cilindro e no bocal utilizado na Figura 4.2 (c),
mostrando que a altura da piscina não foi suficiente, para comportar o volume do material
semi-sólido durante a operação de vazamento.
Outras tentativas foram feitas, adotando a velocidade do laminador de 0,73 m/s, e
variando as distâncias entre os cilindros de 0,5, 0,7 e 1,0 mm empregando bocais de diferente
Capítulo 5
112
geometria interna. Os resultados obtidos são mostrados na Figura 5.2. A tira foi conformada
pelo cilindro superior quando à distância entre os cilindros foi mantida em 0,5 mm.
No início do processo, a liga semi-sólida é severamente resfriada pelo cilindro de
solidificação que se encontra na temperatura ambiente. Este super-resfriamento térmico
associado com a velocidade do laminador provoca a fragmentação em lascas de tiras
solidificadas, Figura 5.2 (c).
(a)
Velocidade de 0,47 m/s. Da
esquerda para direita
distância entre cilindros de
1,0; 0,7; e 0,5 mm. Bocal
empregado – vide Figura
4.2 (a).
(b)
Velocidade de 0,47 m/s.
Distância entre cilindros de
0,5 mm. Bocal empregado –
vide Figura 4.2 (b).
(c)
Velocidade de 0,73 m/s. Da
esquerda para direita,
primeiro e segundo
vazamento. Distância entre
cilindros de 0,5 mm. Bocal
empregado – vide Figura
4.2 (b).
(d)
Velocidade de 0,47 m/s. Da
esquerda para direita: início
e final de laminação.
Distância entre cilindros de
0,5 mm. Bocal empregado –
vide Figura 4.2 (c). Um
espalhamento do material
sobre o bocal ocorreu.
Figura 5.2. Tiras laminadas a diferentes velocidades e distância entre cilindros como indicada
em cada figura em (a), (b), (c) e (d).
Em hipótese, quanto maior a velocidade dos cilindros, mais difícil é de se manter a
integridade da tira, devido basicamente, à magnitude da tensão superficial do material semi-
sólido não ser suficiente alta. Além disso, menor será o tempo de contato na interface semi-
sólido/cilindro de solidificação, para obter uma casca metálica solidificada consistente para
transportar o material semi-sólido. Os defeitos na região central da tira podem ser também
Capítulo 5
113
atribuídos, à falta de paralelismo entre os cilindros. Conseqüentemente, o centro da tira é
alongado mais do que a borda e a região central não é devidamente formada.
5.1.3 Formação do material semi-sólido na calha de resfriamento
Durante o percurso da liga fundida através da calha de resfriamento (cooling slope),
núcleos de solidificação vão sendo criados devido ao super-resfriamento térmico. A fração
sólida é afetada pelo tempo de contato entre o fundido e a calha de resfriamento e
conseqüentemente pela inclinação da calha e a distância de vazamento. Desse modo quanto
maior o tempo de contato, maior é a fração sólida. Ohno (1988) aplicou esta técnica para
obter lingotes de estruturas equiaxiais.
Esse processo de reofundição pode ser sumarizado por dois fatores importantes no
mecanismo de formação de glóbulos (GRIMMING et al., 2002).
O primeiro é a posição em que o metal líquido é vazado na calha de resfriamento para o
molde cerâmico. A função da calha de resfriamento é promover a nucleação através do super-
resfriamento térmico, durante o escoamento do metal liquido, fazendo com que numerosas
partículas microscópicas escoem com a fase fluída para o molde. As condições que favorecem
a ocorrência da nucleação dependem dos aspectos termodinâmicos e das condições cinéticas
de transformação (GARCIA, 2001).
A formação do núcleo de tamanho crítico pode sofrer uma ação catalisadora por meio
da presença de agentes estranhos ao sistema, denominados substratos, cuja energia de
superfície (tensão superficial) participa do jogo energético da sobrevivência do embrião sob a
forma de núcleos sólidos. O agente catalizador da nucleação pode ser tanto partícula sólida
em suspensão no líquido, paredes do molde, uma película de óxido na superfície do líquido,
ou elementos ou compostos inseridos propositalmente (CAMPOS FILHO; JOHN DAVIES,
1978, GARCIA, 2001). Assim, a calha de resfriamento além de estabilizar a fase sólida
funciona como um substrato.
O segundo fator para o sucesso do processo de reofundição é a condição de resfriamento
do metal/molde. O resfriamento lento do bilete semi-sólido para a temperatura de
processamento é importante para a homogeneização da distribuição da estrutura, o que
Capítulo 5
114
geralmente não ocorre, quando a pasta metálica é injetada numa matriz metálica. As
microestruturas globulares reofundidas circundadas geralmente pelo líquido eutético, por
exemplo, pode escoar mais rapidamente do que a fase sólida, pois apresenta elevada fluidez.
Como conseqüência pode ser observada pelo aparecimento de macrosegregação
(GRIMMING et al., 2002).
Para o processo de fabricação de tiras a partir do semi-sólido, como o gradiente térmico
é maior na interface entre os rolos, a microestrutura resultante vai sofrer variação ao longo da
espessura, conforme será analisado na micrografia das tiras fundidas. A macrosegregação é
mais ativa durante a tixoconformação pelos mecanismos de deformação da pasta metálica
(vide Figura 3.4).
5.1.4 Mecanismo de formação da tira metálica
A geometria da calha, inclinação, temperatura e acabamento superficial afetarão o
deslizamento da pasta metálica para o bocal/alimentador, influenciando assim, a formação da
tira semi-sólida no primeiro contato com o cilindro de solidificação.
A fase líquida do material reofundido, obtido na calha de resfriamento, é nucleada no
cilindro inferior através do super-resfriamento térmico formando uma casca sólida metálica
com grãos coquilhados, isto é equiaxiais, que carrega a lama/pasta metálica sobre a sua
superfície para ser conformada pelo cilindro superior (tixolaminação). A fase líquida de
composição não eutética na pasta/lama reofundida vai sofrendo solidificação e dendritas
degeneradas ocorrem pela separação dos ramos dendríticos secundários/terciários pela ação
da tensão de cisalhamento. Assim, o material semi-sólido vai sendo agitado e transformando
em uma estrutura reofundida em vez de uma estrutura convencional de solidificação para a
camada volta para a atmosfera.
Durante a tixolaminação há um pequeno tempo durante o qual a liga passa do estado
pastoso para o sólido. Este tempo é em torno de 0,13 s empregando o bocal visto da Figura
4.2 (a) para uma velocidade do cilindro de 0,47 m/s. O aumento da largura da tira ocorre
devido à compressão vertical da pasta metálica e a elongação na direção de laminação. Isto
causa o efeito da macrossegregação.
Capítulo 5
115
A face da tira voltada para o cilindro de solidificação apresentou o acabamento
superficial do cilindro inferior do laminador. Por outro lado, a face superior da tira, região não
conformada pelo cilindro superior, apresentou uma formação rugosa caracterizando a direção
de processamento como anteriormente analisado (vide Figura 5.1).
5.1.5 Influência da temperatura do cilindro do laminador
A fabricação de tiras a partir do fundido em apenas uma etapa (single forming step),
implica que o calor sensível da liga metálica no estado líquido, tem que ser removido mais
rapidamente pela calha de resfriamento e pelos cilindros do laminador quando comparado
com o material sendo processado na máquina de lingotamento convencional (GARCIA,
2001). Assim, considerando a alta taxa de resfriamento, o controle da velocidade dos cilindros
pode gerar tiras de diferentes qualidades mecânicas/metalúrgicas.
Na prática, para a produção de tiras a partir da liga no estado semi-sólido, verificou-se
que a altura da piscina no bocal no início do vazamento não apresenta uma quantidade de
material suficiente para manter um fluxo constante. Como resultado, pequenos pedaços
(migalhas) da tira metálica na saída da cadeira do laminador são formados. Com o
prosseguimento do processo, a quantidade de material no bocal é suficiente para a formação
da tira semi-sólida fundida, e naturalmente, um aumento na temperatura do cilindro de
solidificação ocorre. Isto pode causar eventualmente, o aumento do molhamento do metal,
sobre o cilindro de solidificação.
Quando diminui o ângulo de molhamento θ, a tira tixolaminada ou semi-sólida fundida
adere sobre o cilindro, e também pode provocar a interrupção do processo devido ao acúmulo
de tira retorcida na saída da cadeira de laminação. A Figura 5.3 ilustra o efeito da temperatura
e tempo sobre o ângulo de molhamento.
Convencionalmente, é mais comum o uso do cobre na construção dos cilindros de
solidificação para essa tecnologia (CRAMB; ROLLET, 2001, LI; THOMAS, 1996, HAGA;
SUZUKI, 2003a, HAGA; SUZUKI, 2003c, HAGA; TAKAHASHI, 2004b, HAGA, 2002b).
O principal motivo é devido à boa condutividade térmica do cobre em relação ao aço, e
também, pela força de separação entre os cilindros quando se lamina os metais no estado
líquido ou semi-sólido. Além disso, os cilindros são refrigerados internamente e evitam a
Capítulo 5
116
aderência da tira superaquecida na superfície dos mesmos, através do efeito do molhamento,
Figura 5.3.
Uma vez que a fase sólida globular move facilmente na presença de uma fase líquida na
operação de compressão da pasta metálica de estrutura reofundida, a força de conformação ou
separação entre os cilindros é menor quanto comparado com a conformação à quente do
material. Entretanto, esta força tende aumentar a aderência da tira sobre o cilindro, devido à
diminuição do ângulo de molhamento por efeito mecânico.
(a) (b)
Figura 5.3. Diagrama esquemático da energia interfacial da gota metálica sobre um substrato
(a); variação do ângulo de contato com o tempo e temperatura (b) (CIBULA, 1949).
5.1.6 Efeito do desmoldante sobre o processamento
No vazamento da liga fundida diretamente na superfície metálica da calha de
resfriamento sem desmoldante, verificou-se a aderência do metal liquido que se acumulava
devido uma pré-solidificação e impedindo a formação contínua de material semi-sólido.
Dessa forma, a superfície da calha recebeu um revestimento de tinta especial a base de
grafite coloidal (Dycote DR 178). Esta aplicação tem dois objetivos: 1. facilitar o escoamento
do metal liquido pelo fenômeno de fluidez e 2. agir como desmoldante.
Capítulo 5
117
O bocal acoplado ao cilindro inferior construído de material refratário também recebeu
uma camada de grafite coloidal. Este procedimento facilitou a remoção do material
solidificado no bocal sem a necessidade de refusão. Possibilitando assim, seu uso nos
experimentos subseqüentes.
Os cilindros do laminador são construídos de aço cementado e nos primeiros testes a
qualidade superficial dos cilindros não era controlada. Isto promoveu o agarramento da tira
sobre o cilindro provavelmente devido à sua elevada rugosidade indicando que o molhamento
ocorreu.
A aplicação de grafite coloidal nos cilindros foi substituída pelo lixamento da superfície
até a lixa de granulometria 1200 e a aderência não ocorreu. Isto pode ser explicado pelo fato
da diminuição da rugosidade. É sabido que a rugosidade aumenta o molhamento (GARCIA,
2001). A partir daí, a grafite coloidal não foi mais usada.
5.1.7 Saída da tira semi-sólida fundida da cadeira de laminação
A Figura 5.4 (a) mostra o acúmulo da tira que se fragmentavam imediatamente quando
saía dos cilindros. A tira superaquecida do processamento apresentava um comportamento
frágil e se aderia na mesa de saída impedindo que o processo ocorresse de forma contínua.
Assim, uma calha de sustentação inclinada foi posicionada na saída da cadeira do laminador
para que a tira pudesse ser removida a alta velocidade pela ação da gravidade e resfriada até a
temperatura ambiente, Figura 5.4 (b).
A quantidade da liga Pb/Sn vazada foi de aproximadamente 500 ml (4,5 kg). O cilindro
do laminador na temperatura ambiente deveria fornecer um grande super-resfriamento
térmico sobre a lama/pasta metálica. Porém, a tira (tixolaminada ou semi-sólida fundida)
ainda superaquecida é resfriada por um jato de água, para facilitar o seu deslizamento na
calha, até o reservatório de água.
Capítulo 5
118
(a) (b)
Figura 5.4. Região de saída da tira solidificada: no projeto inicial (a) e a calha de sustentação
inclinada com um jato de água para evitar o agarramento da tira (b).
5.1.8 Efeito do intervalo de solidificação sobre a qualidade da tira
tixoconformada
As ligas de Pb/Sn (70%Pb-30%Sn; 60%Pb-40%Sn; 50%Pb-%50%Sn) respectivamente
com intervalos de solidificação de 75°C, 56°C e 31°C de acordo com o diagrama de fase,
foram tixolaminadas com abertura entre os cilindros de 0,7mm.
A liga 70%Pb-30%Sn foi fundida a 350°C e as outras ligas a 300°C. Estas ligas
transformam do estado líquido para o sólido sobre uma ampla faixa de temperatura obtendo
respostas diferentes durante o processamento, veja Figura 5.5.
A qualidade requerida da superfície da tira laminada pode ser atribuída principalmente
às seguintes variáveis: 1. ao escoamento do fluido (fluidez); 2. a transferência de calor na
interface tira/cilindros; 3. o paralelismo dos cilindros (como discutida na Seção 5.1.2); 4. O
tempo de contato do material semi-sólido com o cilindro de solidificação (brevemente
discutido na Seção 5.1.4); e 5. o intervalo de solidificação da liga empregada. Quanto maior o
intervalo de solidificação maior quantidade de trincas a quente é formada, entre as
ramificações dendríticas e uma pasta metálica plástica é difícil de formar, Figura 5.5 (a).
Capítulo 5
119
(a) Temperatura de vazamento 289°C
(b) Temperatura de vazamento 284°C
(c) Temperatura de vazamento 280°C
Figura 5.5. Produto final da tixolaminação da liga de 70%Pb-30%Sn fundida a 350°C
mostrando muitos pedaços/lascas de tiras (a); uma tira contínua é formada para a liga 50%Pb-
50%Sn fundida a 300°C (b) e para a liga 60%Pb-40%Sn fundida a 300°C (c). A panela
intermediária (tundish) utilizado é em forma de funil (Figura 4.5).
Capítulo 5
120
O caminho provável para obter uma tira 70%Pb-30%Sn de boa qualidade, seria aplicar
uma inoculação da liga metálica antes do vazamento usando um substrato eficiente. Isto
produziria a geração de muitos pontos de solidificação diminuindo o comprimento da
ramificação dendrítica. Como descrito na Seção 3.17, o comprimento dendrítico favorece a
formação de trincas a quente.
Então, desde o vazamento da liga fundida passando pelo estado semi-sólido na calha de
resfriamento e sofrendo solidificação total durante a tixolaminação ou pela fabricação da tira
semi-sólida fundida, a mudança de estado é muito rápida como já descrito anteriormente (veja
Seção 5.1.5). Assim, quanto maior for o intervalo de solidificação, maior a necessidade de se
formar uma microestrutura refinada num período de tempo mais curto, para obter uma tira
mais contínua e com menos defeitos.
Realmente, ambos uma estrutura de grão fino e fundição controlada (sem grande
gradiente de tensão e temperatura) evitam o surgimento de trincas a quente (ESKIN;
SUGIYAMA, 1991). Segundo esses autores, a trinca a quente ocorre no último estágio da
solidificação para a fração de volume do sólido acima de 85-95%.
5.1.9 Perfis das curvas de temperatura obtidas no processamento das tiras
O posicionamento dos termopares ao longo das partes do aparato experimental
possibilitou mapear a temperatura durante cada processamento realizado. A Figura 5.6 mostra
o perfil obtido para a liga 50%Pb-50%Sn, por exemplo. Observa-se o aumento progressivo da
temperatura do cilindro (Termopar 5) atingindo um valor de 69°C que se mantém constante a
partir de 34 s até ao final da operação (50 s), aproximadamente. Assim, o gradiente térmico
vai diminuindo gradativamente, e teoricamente a passagem da lama para a pasta metálica e
esta para o material sólido é mais suave. Então, tensões e deformações induzidas entre as
fases sólidas e líquidas durante este percurso vão ser eventualmente diminuídas. As
deformações longitudinais de tração devido ao estado de tensão durante a solidificação
produzem trincas a quentes e mais enérgicas para ligas de alto intervalo de solidificação, e
assim, ocorre à perda total do material processado nos primeiros momentos de fabricação,
vide Figura 5.5 (a). Então, a temperatura do cilindro de solidificação tem que ser controlada
para obter um máximo de rendimento na produção.
Capítulo 5
121
O Termopar 1 está posicionado ligeiramente atrás da posição de vazamento e assim
praticamente não ocorre um aumento considerável de temperatura. Por outro lado, os
Termopares 2 e 3 como posicionados, mostram um aumento rápido da temperatura (1,6 °C/s)
na calha de resfriamento até 34 °C aproximadamente. A partir daí até o final do
processamento as temperaturas dos Termopares 2, 3 e 5 se divergem indicando condições de
resfriamento diferente, isto é, o cilindro que tem mais massa, provoca o super-resfriamento
térmico para formar a tira, enquanto que a calha de resfriamento apenas gera núcleos de
sólido em sua superfície. O Termopar 2 apresenta um temperatura levemente acima (13 °C)
do Termopar 3. Isto indica que o calor sensível e latente está sendo retirados para a produção
do material semi-sólido.
O Termopar 4 indica que a temperatura do bocal previamente aquecido junto com a liga
fundida diminui durante o transporte devido a perda de calor por radiação e convecção, e
permaneceu praticamente a 266 °C, acima da linha liquidus, devido as características isolantes
do material refratário empregado.
Então, quando o material da calha de resfriamento é recebido pelo bocal, a liga metálica
passa por diferentes morfologias (lama, pasta e sólido). Assim, diferentes modelos de
abordagem podem ser aplicados para estudar o comportamento do material durante a
tixolaminação ou na fabricação da tira metálica semi-sólida.
O resfriamento durante o processamento pode ser caracterizado como primário (material
percorrendo a calha de resfriamento a uma vazão de 1,3 x 10
-5
m
3
/s) e secundário (junto ao
cilindro inferior do laminador). Este último causa um forte gradiente térmico da lama/pasta
metálica formando uma microestrutura fina. Acredita-se que a liga 50%Pb-50%Sn se encontra
nesta última fase ligeiramente abaixo do ponto de temperatura do ponto rígido (próximo da
linha solidus) enquanto as ligas 70%Pb-30%Sn e 60%Pb-40%Sn se encontram ainda próximo
ao ponto coerente (material reológico) onde uma pasta metálica é formada. A deformação da
pasta metálica é muito crítica podendo ocorrer trincas a quente e se propagando entre um
filme de líquido que separa a fase sólida (ESKIN; SUGIYAMA, 1991).
Capítulo 5
122
Figura 5.6. Evolução da temperatura durante a operação de tixolaminação para a liga
50%Pb-50%Sn vazada a uma temperatura de 284°C.
5.1.10 Influência da altura do material semi-sólido no bocal junto ao
cilindro de solidificação sobre a qualidade da tira
Um sistema ideal de alimentação consiste em promover uma mínima agitação no metal
líquido dentro do bocal para evitar absorção de gases e aprisionamento de escória, além de
manter um nível de material constante. O contato direto do material líquido no início e ao
final do processo com os cilindros de laminação a alta velocidade, dificulta obter uma tira
metálica de boa qualidade devido ao baixo nível do material semi-sólido no bocal. Como
conseqüência, isto provoca uma baixa pressão metalostática sobre os cilindros, vide Figura
3.21.
Assim, a agitação da liga fundida no bocal próximo ao cilindro de solidificação e a
razão de alimentação para manter uma altura constante do bocal são afetadas diretamente pelo
escoamento do fundido ou semi-sólido. Um sistema geralmente empregado para reduzir a
agitação da liga metálica no bocal e a quantidade de óxido, consiste em realizar o vazamento
por baixo (BOUCHARD et al., 2001). Neste trabalho, utilizou-se de uma barreira metálica
junto ao bocal que funciona como um sifão evitando a agitação do material e arraste de
escória. Este assunto será discutido na Seção 5.3.2.
Capítulo 5
123
5.1.11 Efeito da altura da piscina do material semi-sólido na produção de
tiras semi-sólidas e tixolaminadas
A primeira tentativa para minimizar as perdas do material junto ao bocal da Figura 4.2
(a) foi construir bocais com novas geometrias, ou seja, com a soleira do bocal inclinada e
menos profunda, conforme já mostrado na Figura 4.2 (b) e (c). O bocal da Figura 4.2 (b), com
largura aproximada do bocal da Figura 4.2 (a), promoveu um escoamento mais rápido da
pasta metálica para ser arrastada pelo cilindro de solidificação. Praticamente, não sobrou
material no bocal após o ensaio. Entretanto, a tira obtida não foi contínua devido à deficiência
de alimentação e a baixa pressão metalostática como discutido na Seção 5.1.10. O bocal como
mostrado na Figura 4.2 (c) não possibilitou a obtenção das tiras para a tixolaminação, pois a
altura e largura desse bocal são menores e assim o cilindro superior participou também do
processo de solidificação. O fluxo foi interrompido na calha de resfriamento, não dando
prosseguimento ao processo de fabricação da tira metálica a partir do estado líquido, Figura
5.7.
(a) (b)
Figura 5.7. Fluxo interrompido na calha de resfriamento (a); e a interrupção no processamento
devido à solidificação causada pelo cilindro superior (b).
A solução foi empregar novamente o bocal mostrado na Figura 4.2 (a) com pré-
aquecimento.
Capítulo 5
124
5.1.12 Controle da temperatura do bocal na produção de tiras metálicas
semi-sólidas e tixolaminadas para minimizar perdas de material
O bocal deve garantir o mínimo de variação de temperatura do material semi-sólido
para promover que o calor latente de cristalização seja dissipado pelo cilindro de
solidificação. A primeira camada solidificada (casca metálica coquilhada) arrasta em sua
superfície o material pastoso para ser conformado pelo cilindro superior (tiras tixolaminadas).
Após a saída da tira da cadeira de laminação, a troca de calor ocorre por radiação e
convecção, e refrigerada rapidamente para a temperatura ambiente por um chuveiro de água,
como mostrada na Figura 5.4 (b).
Para evitar a pré-solidificação da pasta semi-sólida no interior do bocal em contato com
o cilindro inferior, foram necessários o seu aquecimento e monitoramento através de um
termopar posicionado no seu interior, vide Figura 5.6. As Figuras 5.8 e 5.9 mostram
respectivamente, que o pré-aquecimento do bocal é fundamental para garantir a largura da tira
na mesma do bocal e reduzir a quantidade de material retido pela solidificação. Assim, usando
o bocal na temperatura ambiente a largura da tira não é garantida ao longo do processo. O pré-
aquecimento do bocal foi realizado na mesma temperatura de fusão da liga.
(a) Bocal pré-aquecido no forno (b) Bocal a temperatura ambiente
Figura 5.8. Representação esquemática do aumento da largura da tira processada,
respectivamente, no bocal após o aquecimento (a), e sem o aquecimento (b).
Capítulo 5
125
Figura 5.9. Material da liga 70%Pb-30%Sn retido na soleira do bocal com pré-aquecimento
(a) e sem pré-aquecimento (b).
5.1.13 Microestruturas da tira resfriada rapidamente
A tira processada diretamente do estado líquido apresenta três estágios distintos: 1.
transiente inicial (cabeça); 2. estado estacionário (quando a piscina de material semi-sólido
está cheia no bocal); e 3. transiente final (cauda). As mesmas regiões são encontradas em tiras
laminadas a quente. No processamento por tixolaminação, a cabeça e cauda não são
conformadas mecanicamente, pois a altura de material semi-sólido no bocal não é suficiente
para ser arrastado pela casca coquilhada para ser conformada junto ao cilindro superior.
Assim, somente no regime estacionário é que o material é tixolaminado. No caso das tiras
semi-sólidas fundidas, produzida pelo afastamento do cilindro superior, as três regiões
também são formadas. Entretanto, as superfícies voltadas para a atmosfera nos regimes
transientes são aparentemente mais rugosas quanto no regime estacionário.
A análise das microestruturas no regime transiente inicial na Figura 5.10 (a) (liga
70%Pb-30%Sn) mostra a formação de estrutura coquilhada finamente globular rica em
chumbo (fase α de cor preta) em matriz β (rica em estanho – fundo branco) formadas junto ao
cilindro inferior do laminador. Em direção a parte superior da tira voltada para a atmosfera,
ocorre uma formação dendrítica degenerada que dão origem a estruturas parecidas com
eutéticos lamelares descontínuos que tendem a se globalizar (típica de uma estrutura
reofundida). Tudo indica que ocorreu uma fragmentação dendrítica na parte superior da tira
pela agitação entre as fases sólidas e líquidas sobre a casca metálica coquilhada durante o seu
Capítulo 5
126
percurso ao longo da cadeira de laminação. Então nesta mesma tira, podem-se evidenciar os
dois tipos de estruturas: coquilhada e reofundida.
A Figura 5.10 (b) (liga 60%Pb-40%Sn) mostra uma estrutura hipoeutética com
partículas sólidas primárias (fase α – fase preta) dispersa na fase β. A quebra de ramos
dendríticos (fase α) forma uma microestrutura muita fina esferoidizada sobre a fase β, com
aspecto de um eutético globular. É sabido na literatura que as ligas Pb/Sn formam eutéticos
regulares lamelares (eutético Tipo I) e a degeneração da estrutura lamelar regular obtida é
devido a forte agitação do material semi-sólido e o resfriamento rápido.
O fenômeno de crescimento e coalescimento mostram que a fase α parece não ser tão
compacta, pois mostra conter pontos de fase β no seu interior que tende a facilitar a sua
desintegração. Menor comprimento dendrítico em relação à liga anterior Pb-30%Sn é devido
ao menor intervalo de solidificação (Figura 3.32).
A Figura 5.10 (c) (liga 50%Pb-50%Sn) mostra uma dispersão mais homogênea das
fases presentes, estrutura eutética Pb-Sn com finas dispersões da fase α rica em chumbo
degenerada em forma de bastonetes. Esta fase muito fina tende a espalhar e se confundir com
a fase eutética. Esta característica de morfologia possibilita a tixolaminação de tira metálica
de melhor qualidade devido à melhor plasticidade da pasta metálica, pois a estrutura está
parcialmente esferoidizada, como pode ser visto na Figura 5.11.
À medida que se aproxima do ponto eutético obtém-se uma granulação mais fina devido
ao menor intervalo de solidificação da liga. Ocorre também um aumento da fluidez próxima
ao ponto eutético dessas ligas (Figura 3.11). Isto possibilita uma maior homogeneização dos
microconstituintes ao longo da espessura da tira para uma posterior conformação mecânica. O
grau de anisotropia planar diminui com esta microestrutura finamente dispersa. Este assunto
será analisado na Seção 5.4.
A plasticidade das pastas metálicas pode também estar relacionada com a distribuição
morfológica dessas colônias. As microestruturas eutéticas regulares sendo substituídas pela
formação de zonas esferoidais finas de fase α e β, tornam a pasta metálica com maior
característica tixotrópica. Estas zonas induzem a superplasticidade do material durante a
tixolaminação e defeitos podem ser minimizados.
Capítulo 5
127
Condição inicial (solidificação rápida)
(a) 70% Pb-30% Sn
(b) 60% Pb-40% Sn
(c) 50% Pb-50%Sn
Figura 5.10. À esquerda: fotografias da superfície voltada para atmosfera das tiras resfriadas
rapidamente logo no início de processamento. À direita: microestrutura ao longo da espessura
da tira e no centro.
5.1.14 Microestruturas da tira tixolaminada
As microestruturas das tiras tixolaminadas obtidas, são mostradas na Figura 5.11. As
tiras com maior intervalo de solidificação (70%Pb-30%Sn) têm mostrado um material semi-
Capítulo 5
128
sólido de baixa plasticidade e assim de difícil processamento, vide Figura 5.5 (a). Esta
dificuldade pode estar relacionada com a formação de dendritas relativamente grosseiras de
difícil esferoidização para obter uma pasta reofundida adequada para a tixolaminação. Além
disso, o estado de tensão de compressão atuante entre os cilindros provoca o espalhamento
lateral desse material de pouca plasticidade, causando defeitos (trincas laterais e transversais e
conseqüente perda total da tira). Assim, as pastas metálicas com pouca plasticidade não
conseguem redistribuir o estado de tensão atuante na tixolaminação.
A plasticidade das pastas metálicas pode também estar relacionada com a distribuição
morfológica das fases α e β. As microestruturas eutéticas regulares sendo substituídas pela
formação de zonas esferoidais finas de fases α e β, tornam a pasta metálica com maior
característica tixotrópica. Estas zonas induzem a superplasticidade do material durante a
tixolaminação e defeitos são minimizados, vide Figura 5.5.
A fase α rica em chumbo é preferencialmente nucleada junto ao cilindro inferior
(cilindro de solidificação). As fases α e β estão dispersas formando colônias (manchas brancas
e pretas) visíveis ao longo da seção transversal. Tais colônias são mais destacadas para as
ligas 60%Pb-40%Sn e 50%Pb-50%Sn. Essas estruturas são formadas deste o início do
processo, vide Figura 5.10, e acentuadas durante a conformação plástica da pasta metálica.
Sabe-se que o estado de tensão de compressão, e a quantidade de fase sólida presente na pasta
metálica acentuam este fenômeno. Tudo indica que os mecanismos de deformação plástica do
material semi-sólido (1, 2, 3) são mais atuantes do que o mecanismo (4) (Figura 3.4), isto é,
maior porcentagem da fase líquida.
Esta falha de distribuição homogênea das fases pode produzir tiras de comportamento
anisotrópico e prejudicar a posterior conformação plástica desse material. Entretanto, a
formação de uma granulação mais fina e distribuição equiaxial tendem a aumentar a
plasticidade e distribuir o estado de tensão do material durante a estampagem profunda, por
exemplo. Este assunto será discutido na Seção 5.4.
Capítulo 5
129
Tixolaminação
(a) 70%Pb-30%Sn
(b) 60%Pb-40%Sn
(c) 50%Pb-50%Sn
Figura 5.11. As micrografias mostram a distribuição dos micro-constituintes após o
processamento para cada liga empregada.
Capítulo 5
130
5.1.15 Efeito da temperatura de vazamento e da velocidade dos cilindros
sobre a qualidade das tiras metálicas fundidas semi-sólidas de alto
intervalo de solidificação
A Figura 5.12 mostra o acabamento superficial de duas tiras metálicas semi-sólidas
fundidas usando a liga 70%Pb-30%Sn: 1. vazada a elevada temperatura (375 °C), 192ºC
acima da linha liquidus e processada para a velocidade dos cilindros de 0,47 m/s (2ª.
velocidade do laminador); e 2. vazada a 325 ºC, 142 ºC acima da linha liquidus e processada
para a velocidade dos cilindros de 0,25 m/s (1ª. velocidade do laminador). O bocal empregado
é aquele indicado na Figura 4.2 (c) com pré-aquecimento no forno.
Para a primeira condição, tudo indica que não se formou uma espessura suficiente de
material semi-sólido para ser conformada entre cilindros a uma distância de 0,7 mm devido a
elevada fluidez da liga, causada pela alta temperatura de vazamento, Figura 5.13 (a). Então,
esta tira foi somente resfriada pelo cilindro inferior a uma velocidade de 0,47 m/s num tempo
de contato de aproximadamente de 0,05 s.
Quanto maior a velocidade dos cilindros e maior a fluidez da liga metálica, maior deve
ser a troca de calor na interface tira/cilindro para obter um tira de espessura adequada e com
menos defeitos, consistentes com observações de Li e Thomas (1996). Assim, um cilindro de
cobre refrigerado internamente é recomendável. Por outro lado, diminuindo a velocidade dos
cilindros, o tempo de contato do material semi-sólido com o laminador é maior (veja Zona I –
Figura 3.24), e assim obtém-se uma tira metálica com maior espessura, Figura 5.12.
A Figura 5.13 (b) mostra os perfis das curvas de temperatura versus tempo durante o
processamento da liga Pb-30%Sn. A temperatura do cilindro aumenta lentamente durante o
processamento devido a sua baixa condutibilidade térmica relativa.
O aumento da temperatura dos cilindros naturalmente pode reduzir a sua vida útil e
alterar a microestrutura da tira metálica. Assim, cilindros de cobre que apresentam maior
condutibilidade térmica, são viáveis, quanto se trata de ligas de maior ponto de fusão para
garantir uma microestrutura uniforme e de menor quantidade de defeitos.
Capítulo 5
131
Face em contato com o cilindro inferior.
Espessura de 0,6 mm aproximadamente.
Face oposta da tira voltada para a atmosfera.
Face voltada para a atmosfera da tira processada a uma velocidade de 0,25 m/s. Espessura
média de 1,2 mm aproxidamente. Tempo de contato 0,1s.
Figura 5.12. Tiras semi-sólidas fundidas para diferentes velocidades e as respectivas variações
das rugosidades média (Ra) como indicadas. Os furos na tira podem ser resultados da
incapacidade do material manter a tensão superficial durante o processamento.
Os Termopares 2 e 3 apresentam praticamente as mesmas temperaturas e maiores que
do Termopar 1, indicando que quanto mais próximo do bocal, que contém a poça de material
semi-sólido, maior é a temperatura. O Termopar 4 mede a temperatura do bocal e permanece
com pequenas variações, evitando a pré-solidificação do material semi-sólido na produção da
tira.
O material semi-sólido pobre em fase sólida (lama metálica) se espalha sobre o cilindro
inferior (cilindro de solidificação), dificultando obter uma bitola de acordo com a abertura do
bocal que mantém a poça semi-sólida. Como resultado, uma tira fundida com vários defeitos
não pode ser recuperada e usada posteriormente para a caracterização mecânica.
Capítulo 5
132
(a) T
v
= 375 °C; V
c
= 0,46 m/s.
(b) T
v
= 325 °C; V
c
= 0,25 m/s.
Figura 5.13. Perfis das temperaturas obtidas durante a fabricação da tira. Termopares T
1
, T
2
,
T
3
estão dispostos ao longo da calha da produção de semi-sólido sendo o T
3
o mais próximo
do bocal. Termopares T
4
e T
5
dispostos junto ao bocal e em contato com o cilindro inferior, T
v
é a temperatura de vazamento e V
c
é a velocidade dos cilindros de laminação.
5.1.16 Redução da temperatura e velocidade de processamento para a
tixolaminação da liga Pb30%Sn
A Figura 5.15 mostra as fotografias da matéria prima, e das tiras obtidas com as suas
respectivas rugosidades médias superficiais (Ra). E compara a micrografia da matéria prima,
com as micrografias das secções transversais das tiras, nas seguintes condições de
fabricações: tixolaminadas, solidificadas rapidamente (tiras semi-sólidas fundidas) e
laminadas a quente.
A liga 70%Pb-30%Sn na temperatura de 294 °C foi inoculada com enxofre através de
um sino de imersão e vazada na calha de resfriamento (cooling slope), para a tixolaminação a
uma velocidade de 0,47 m/s. A tira assim processada, apresentou trincas transversais, e
também, porosidade que são formadas preferencialmente nas bordas, Figura 5.15 (d).
Dessa forma, pressupõe-se que a solidificação da tira não se completou totalmente antes
de ser conformada pelo cilindro superior, gerando trincas a quente. Por outro lado, o enxofre
(0,4% em peso da liga fundida) como agente nucleante, não foi eficiente para produzir uma
pasta metálica plástica para ser conformada. Assim, o ângulo de contato do material
pastoso no bocal deve ser maior, para aumentar a camada solidificada da tira, antes de entrar
na zona de conformação dos cilindros. Um contato sólido-sólido é fundamental neste caso, em
Capítulo 5
133
vez do contato líquido-sólido para a conformação mecânica. A tira tixolaminada tem uma
espessura de 1 mm aproximadamente.
A liga vazada a 325 °C e processada por cilindro único (single roll), a uma velocidade
do cilindro de 0,25 m/s, não apresentou trincas superficiais e teve sua largura variando de
25 mm a 31 mm, próximo da largura do bocal (23 mm), Figura 5.15 (b). Porém, a face
voltada para atmosfera, apresentou uma elevada rugosidade superficial (0,38-7,72 µm),
aparentemente devido ao mecanismo de crescimento dendrítico preferencial, orientados na
direção de extração de calor, vide Figura 5.14. O tempo de contato com o cilindro foi de 0,1 s.
Figura 5.14. Representação esquemática do surgimento de grãos colunares a partir de grãos
coquilhados com orientação favorável, no processamento por cilindro único (single roll).
O contato na interface tira/cilindro possibilitou uma boa troca de calor. Além disso,
após sair pela cadeira de laminação, a tira metálica sofreu também um resfriamento rápido
através de um chuveiro posicionado na saída do laminador até a temperatura ambiente (Figura
5.4 (b)). Assim, uma microestrutura muito fina foi obtida para todas as tiras quanto
comparada com a matéria prima, Figura 5.15 (a).
A pequena variação na espessura da tira semi-sólida fundida (1,1 a 1,3 mm) não é um
problema para a posterior laminação, para obter uma tira de melhor acabamento superficial e
de microestrutura mais refinada, Figura 5.15 (c). A liga 70%Pb-30%Sn apresenta uma
temperatura homóloga em torno de 0,5 e a laminação posterior à temperatura ambiente
(laminação à quente), reduziu a rugosidade média (Ra) da tira. A tira semi-sólida laminada
teve uma espessura de 1 mm, Figura 5.15 (c). Assim, tiras de ligas metálicas de elevado
intervalo de solidificação devem ser obtidas através do resfriamento rápido pelo cilindro
inferior (processo single roll) e conformada a quente em linha numa outra cadeira de
laminação.
Capítulo 5
134
(a) Matéria prima liga 70%Pb – 30%Sn. Estrutura
granular e alinhada. Fases α (escura) e β (branca) ricas
em chumbo e estanho respectivamente.
(b) Tira resfriada rapidamente (T
v
= 325 °C; V
c
= 0,25
m/s). Estrutura dendrítica fina.
(c) Laminação a quente da tira resfriada rapidamente.
Furos e trincas ao longo da borda. Formação de
estrutura granular α e β finamente dispersa.
(d) Tira tixoconformada (T
v
= 294 °C; V
c
= 0,46 m/s).
Trincas na borda e transversais na direção de
laminação. Estrutura granular (fase α - escura)
centralizada e fase β (branca) preferencialmente
localizada nas superfícies da tira.
Figura 5.15. Matéria prima e tiras obtidas em diferentes situações como indicada. Amostras
metalográficas analisadas ao longo da espessura da tira.
Capítulo 5
135
A simulação da laminação a quente (T
h
>0,5) diminui a rugosidade superficial, e a
estrutura dendrítica foi substituída por uma estrutura mais refinada e uniformemente
distribuída ao longo da espessura como mostrada na Figura 5.15 (c). Como resultado, um
aumento da resistência mecânica e menor grau de anisotropia da tira metálica devem ocorrer.
Nas ligas tixoconformadas, a microssegregação por ação mecânica é evidente, Figura
5.15 (d). Com a predominância da fase branca (fase β rica em Sn) na superfície de ambos os
lados da tira, ao longo da largura, e o eutético fino posicionado na região central. Esta
microssegregação foi devido à ação mecânica de compressão fornecida pelos cilindros do
laminador. A falta de distribuição uniforme dos microconstituintes pode alterar as
propriedades mecânicas/químicas das tiras assim obtidas.
Assim, a segregação na linha central e superficial, e falta de uniformidade do tamanho
dos grãos ao longo da espessura da tira, são problemas que devem ser controlados na
produção para as tiras tixoconformadas, Figura 5.15 (d).
A Figura 5.16 mostra a tira laminada à quente com furos de geometria triangular, em
diferentes tamanhos ao longo da borda, indicando a preferência de localização das inclusões
na fabricação da tira resfriada rapidamente. Estes defeitos podem ser atribuídos às inclusões,
provavelmente óxido de chumbo, obtidas durante a fabricação da tira e posicionada
preferencialmente nesta região.
Em geral, óxidos e escórias se aglomeram na superfície do bocal, que mantém uma poça
metálica junto ao cilindro inferior, e alimenta a cadeira de laminação de material no estado de
lama/pasta, para obter a tira metálica, seja pelo processo de cilindro único (single roll) ou
cilindros duplos (two-high mill).
Naturalmente, maior a temperatura de vazamento, maior a tendência em se formar
óxidos na superfície da poça metálica. O controle da inclusão (óxido/escória) antes da
obtenção da tira fundida é fundamental, para posterior conformação mecânica da tira. Assim,
óxidos e escórias devem ser eliminados, antes da produção da tira metálica fundida, através de
uma filtragem eficiente. Nos experimentos posteriores, uma barreira foi projetada e construída
para esta finalidade.
Capítulo 5
136
Figura 5.16. Furos de geometria triangular de diversos tamanhos dispostos ao longo da borda
da tira após a simulação da laminação a quente.
5.1.17 Qualidade das tiras metálicas Pb/Sn semi-sólidas fundidas e
tixolamanidas diminuindo o intervalo de solidificação, controlando a
velocidade dos cilindros e a temperatura do bocal, e aumentando a
altura da piscina do material semi-sólido
Após os testes empregando a liga Pb-30%Sn acima descrita, a liga Pb-50%Sn com
intervalo de solidificação de 31 ºC (temperatura de início e final de solidificação de 215 ºC e
183 ºC respectivamente), foi selecionada para verificar os parâmetros de processamento
(como a velocidade dos cilindros e a temperatura de vazamento da liga) para obter uma tira de
boa qualidade, Figura 5.17. A temperatura do bocal para os experimentos realizados foi
controlada para ficar abaixo da temperatura de solidificação suficiente para esvaziar a piscina
de material semi-sólido no bocal.
O bocal empregado para este experimento foi o de maior volume (100 ml, da Figura
4.2 (a)), para manter maior quantidade de material semi-sólido, e também maior tempo de
contato no cilindro de solidificação, Tabela 5.1. Assim, quanto maior é o tempo de contato,
por sua vez, maior é a capacidade de extrair calor. O cadinho de 500 ml é usado para fundir a
liga antes do vazamento na panela intermediária (tundish) de 80 ml, a uma vazão de
aproximadamente 13 ml/s sobre a calha de resfriamento, para produzir o material no estado
semi-sólido.
Capítulo 5
137
(a) Tira tixolaminada. Velocidade dos cilindros 0,25 m/s (1º velocidade); massa da liga 50%Pb-50%Sn
de 3216 g; espessura da tira de 1,2 mm; temperatura de vazamento de 325 °C.
(b) Tira semi-sólida fundida. Velocidade de laminação de 0,73 m/s (3º velocidade); massa da liga
50%Pb-50%Sn de 2672 g; espessura da tira de 0,7 mm; temperatura de vazamento de 279 °C.
(c) Tira semi-sólida fundida. Velocidade de laminação de 1,07 m/s (4º velocidade); massa da liga
50%Pb-50%Sn de 3629 g; espessura de 0,3 mm; temperatura de vazamento de 285 °C.
Figura 5.17. Variação da velocidade na fabricação das tiras fundidas e a evolução da
temperatura com o tempo de processamento. Diminuindo a velocidade dos cilindros, garante
uma tira de melhor qualidade.
Capítulo 5
138
Tabela 5.1. Parâmetros de processamento da liga Pb-50%Sn pelo processo por cilindro único
(single roll).
Velocidade de
processamento (m/s)
Tempo de contato (s)
Espessura média da
tira (mm)
Temperatura de
processamento (ºC)
0,25 0,25 1,4 283
0,47 0,13 1,0 281
0,73 0,09 0,7 279
1,07 0,06 0,3 285
A quantidade de defeitos observados se tornava cada vez maior à medida que aumenta a
velocidade dos cilindros, devido basicamente a dificuldade de manter a continuidade da tira
metálica resultado da alta tensão superficial σ
lt
desenvolvida. No caso extremo, a tensão
superficial σ
lt
é bem maior do que as tensões superficiais σ
sl
e σ
st
não mantendo o equilíbrio
estático, causando o rompimento da casca metálica, Figura 5.18.
Para a alta velocidade dos cilindros (1,07 m/s), constatou-se que na saída do laminador,
o empacotamento por dobramento da tira após o processamento ocorreu. Assim, a ação da
gravidade não é suficiente extrair a tira a velocidade empregada. Um sistema de extração de
calor eficiente dos cilindros pode garantir a integridade da tira pelo aumento da espessura.
Figura 5.18. Análise qualitativa do efeito da velocidade dos cilindros sobre a tensão
superficial do material sendo processado diretamente do estado líquido.
Capítulo 5
139
Quando se aumenta a velocidade do cilindro de solidificação, pode causar também, o
desenvolvimento das propriedades tixotrópicas do material, pelas elevadas taxas de
cisalhamento na interface cilindro/material pastoso. A grande quantidade de material semi-
sólido dragado pelo cilindro inferior provoca o espalhamento deste material, na superfície dos
cilindros. Além disso, observou-se ainda, uma pequena infiltração na região de contato entre o
bocal e o cilindro de solidificação. O acúmulo de material nesta região, durante a fabricação
da tira, danificou severamente o bocal causando a sua fratura.
Portanto, para os ensaios posteriores a velocidade de 0,25 m/s (1º velocidade) e o bocal
da Figura 4.2 (a) foram escolhidos para a obtenção de tiras através do processamento usando a
técnica de cilindro único (single roll) e cilindros duplos (twin roll) e para a caracterização
mecânica através do processo de estampagem profunda (deep drawing) e estiramento
(ironing).
5.2 Fabricação e caracterização de tiras de ligas metálicas semi-sólidas
fundidas e tixolaminadas, próximo ao ponto eutético (baixo intervalo
de solidificação)
Para fabricação e caracterização de tiras de ligas metálicas semi-sólidas fundidas e
tixolaminadas, próximo ao ponto eutético (baixo intervalo de solidificação), serão analisados,
o efeito da fluidez na fabricação da tira semi-sólida fundida, a variação da largura e espessura
da tira semi-sólida fundida e a produção da tira por tixolaminação.
5.2.1 Efeito da fluidez na fabricação da tira semi-sólida fundida
A Figura 5.19 mostra o acabamento das tiras semi-sólidas da liga Sn-37%Pb, vazadas a
temperatura de aproximadamente 280°C e 220°C. A temperatura de fusão e o intervalo de
solidificação desta liga são, respectivamente, de 185°C e 3°C. A composição química desta
liga está próximo ao ponto eutético (temperatura do eutético de 183 °C com 61,9%Sn), e
assim, apresenta elevada fluidez (diagrama da Figura 3.11). A velocidade dos cilindros, como
anteriormente estudada, foi mantida a 0,25 m/s para criar uma tira de melhor qualidade,
mantendo o equilíbrio estático das tensões superficiais. O bocal também foi escolhido para
Capítulo 5
140
obter um tempo de contato de 0,2 s suficiente, para criar uma casca metálica ao longo do arco
de contato de 50 mm de comprimento e largura de 45 mm aproximadamente (área total de
contato 2250 mm
2
). A vazão da liga fundida, como anteriormente descrita, está em torno de
13 ml/s usando um cadinho de 500 ml.
A temperatura de vazamento de 220°C produz uma tira de largura que segue a largura
do bocal previamente aquecido. O bocal cerâmico como construído e pintado com grafite
coloidal (Dycote Dr 178), tem suportado diversas simulações, e não é suscetível de erosão e
quebra para a velocidade aplicada.
A outra tira fabricada, a partir da liga vazada a 280 °C, não segue a largura do bocal de
45 mm e espalha sobre o cilindro de solidificação, devido ao alto grau de molhamento. Assim,
altas temperaturas de vazamento, necessitam maior tempo de contato com o cilindro de
solidificação ou precisa de melhor capacidade de extração de calor. Então, se a quantidade da
fase sólida no material pastoso diminui com o superaquecimento térmico da liga fundida,
maior quantidade de calor latente deve ser removida pelo cilindro inferior, em menor espaço
de tempo. Conseqüentemente, o controle da velocidade dos cilindros é outra variável
importante para obter uma solidificação adequada do material semi-sólido, para produzir tiras
metálicas semi-sólidas fundidas de boa qualidade como discutido na Seção 5.1.17.
A superfície da tira solidificada em contato com o cilindro inferior produz uma
superfície de bom acabamento. Por outro lado, a superfície solidificada com a face voltada
para a atmosfera é extremamente rugosa, e aparentemente não propícia a estampagem,
principalmente, para a tira fabricada na temperatura de vazamento de 280 °C. Neste caso, uma
laminação posterior, pode garantir uma superfície de melhor qualidade. Problemas de
aderência das tiras sobre os cilindros, não ocorreram, para as condições aplicadas
(acabamento superficial dos cilindros até a lixa de granulometria 1200).
Acessórios, como guardas e guias, não são necessários na cadeira de laminação para
garantir o alinhamento das tiras semi-sólidas fundidas e tixolaminadas, durante o
processamento. Logo, um equipamento compacto, e assim de fácil manutenção e preparação,
para os experimentos.
Capítulo 5
141
Perfil de temperatura de processamento 280°C
Perfil de temperatura de processamento 220ºC
Figura 5.19. Comparação do acabamento da superfície voltada para atmosfera da tira semi-
sólida para duas temperaturas de processamento como indicadas, o material retido na soleira
do bocal cerâmico (nozzle) após o ensaio para o processamento a 220 ºC, e os perfis de
evolução de temperatura para cada temperatura de vazamento.
5.2.2 Variação da largura e espessura da tira semi-sólida fundida
A Figura 5.20 mostra a variação da espessura e largura ao longo do comprimento da tira
semi-sólida fundida a 220 °C. Tanto a largura quanto a espessura, aumentam das
extremidades para a região central da tira metálica. A região central é relacionada ao nível
máximo atingido pela piscina do material semi-sólido, no bocal, durante o processamento.
Então, existe um período de transiente inicial (cabeça da tira), estado estacionário (parte
central) e um período de transiente final (cauda da tira).
Capítulo 5
142
Figura 5.20. A bobina da tira semi-sólida fundida a 220 °C, os estágios obtidos ao longo da
tira, e os perfis da espessura e largura da bobina da tira semi-sólida fundida. A quantidade da
liga fundida foi de 3,2 kg.
A geometria do bocal e seu pré-aquecimento garantem a produção da tira metálica semi-
sólida fundida com largura de 45 mm, aproximadamente. Um controle dinâmico deve ser
aplicado, para ajustar a velocidade dos cilindros. Isto pode diminuir as perdas nas
extremidades das tiras, e assim, obter o máximo de eficiência no processo.
5.2.3 Tira tixolaminada
O processo de tixolaminação foi usado para conformar imediatamente a superfície que
se solidifica voltada para a atmosfera, e assim, um melhor acabamento é obtido. Desse modo,
uma economia de energia ocorre, pois não é necessária a laminação posterior no estado
sólido. A força de tixolaminação consiste de duas partes: a primeira para conformar a
lama/pasta metálica levada pela casca metálica; a segunda parte para conformar a casca
metálica (região coquilhada) a qual tem maior tensão de escoamento. Assim, a conformação
de áreas heterogêneas ocorre.
0
0, 5
1
1, 5
2
024681012
Comprimento,m
Es
p
es s ura
,
mm
0
10
20
30
40
50
024681012
Comprimento,m
Lar
g
ura
,
mm
Capítulo 5
143
Durante a tixolaminação, tensões de origem térmica se desenvolvem na interface casca
coquilhada/cilindro de solidificação, que transporta o material semi-sólido superaquecido.
Tensões de origem mecânica também originam pela pressão aplicada pelos cilindros do
laminador.
Então, é necessário controlar a espessura da tira semi-sólida fundida formada pela casca
coquilhada, que arrasta o material semi-sólido em sua superfície, a fim de prever a distância
entre os cilindros do laminador. As temperaturas de vazamento testadas foram de 220 °C, 240
°C e 260 °C.
Para todas as temperaturas empregadas, a parte do transiente inicial (cabeça da tira) não
foi contínua. Isto pode ser explicado, pelo super-resfriamento térmico da liga entre os
cilindros, os quais estão na temperatura ambiente no início do processo, e também pela
pressão exercida na tira. Com o prosseguimento da tixolaminação, a temperatura dos cilindros
aumenta e um pedaço de tira contínua resulta para todas as condições, Figura 5.21.
O aumento na largura foi causado pela tensão de compressão dos cilindros sobre as duas
partes da tira semi-sólida fundida a 220 °C e 240 °C. Por outro lado, somente parte da tira é
conformada para temperatura de processamento de 260 °C. Isto pode ser explicado pela
elevada fluidez da liga, não criando uma espessura suficiente para a tixolaminação. Então, a
temperatura para tixolaminação deve variar entre 220 °C e 240 °C. Naturalmente, o aumento
da força de separação entre os cilindros ocorre quando menor for o espaçamento entre eles.
Como resultado, defeitos de bordas como trincas nas tiras tixolaminadas podem ocorrer para
uma distância entre cilindros menor de 1 mm.
Capítulo 5
144
Trincas extensivas ao longo da tira tixolaminada e nas bordas no início da tixolaminação. Liga
Sn-37%Pb.
Tiras tixolaminadas (240ºC)
(220°C) (260ºC)
Figura 5.21. Tiras tixolaminadas obtidas pelas temperaturas de vazamento de 220 °C, 240 °C
e 260 °C para distância entre cilindros de 1,2 mm. A tira tixolaminada a 240 °C foi usada para
obtenção dos discos metálicos (blanks) para a caracterização mecânica. Perfis de temperatura
de processamento como indicado. A temperatura do bocal está abaixo da linha de reação
eutética (183 ºC).
5.3 Análise de defeitos das tiras fundidas e tixolaminadas
Para estudar os defeitos das tiras fundidas e tixolaminadas, neste item, serão analisados:
o transporte de escória; formação de gotas frias; defeitos periódicos na tira; a utilização de
uma barreira anti-escória para melhorar a qualidade da tira fundida/tixoconformada; a
influência dos defeitos do cilindro do laminador na formação de trincas na tira e a formação
de trincas transversais e escamações ao final do processamento.
Capítulo 5
145
5.3.1 Transporte de escória, formação de gotas frias e defeitos periódicos
na tira
A Figura 5.22 mostra a formação de gotas frias numa das bordas na tira semi-sólida
fundida. Este defeito é geralmente formado, quando tem duas correntes de metal líquido
fluindo de diferentes regiões do molde. A solução tradicional para este defeito consiste em
aumentar a fluidez da liga metálica pelo aumento da temperatura de vazamento, e pelo pré-
aquecimento do molde. Nesta figura, também é mostrada, a presença de escória na superfície
da tira voltada para a atmosfera. Neste caso, não foi empregado a barreira anti-escória. Assim,
a rugosidade da superfície da tira voltada para a atmosfera é visivelmente aumentada devido
ao arrastamento de escória/óxido durante o processamento.
Figura 5.22. Parte da tira semi-sólida fundida retirada do estado estacionário da liga
Pb-50%Sn, vazada a 268ºC sem barreira de retenção de escória. Trincas longitudinais e
ramificadas são observadas numa das bordas da tira. Tudo indica que essas trincas são gotas
frias. As escórias foram arrastadas na tira durante a fabricação.
Capítulo 5
146
A espessura longitudinal da tira varia de 1,33 a 1,55 mm, devido ao fluxo de material
semi-sólido na superfície da casca coquilhada ser descontínuo, ou seja, formando frisos de
descontinuidade, Figura 5.23.
Figura 5.23. Detalhes da Figura 5.22 mostrando escórias e irregularidades do fluxo de
material, na superfície da tira semi-sólida fundida voltada para a atmosfera.
A Figura 5.24 mostra a tira tixolaminada, referente ao estado estacionário,
apresentando gotas frias direcionadas para as bordas da tira, devido à ação de compressão dos
cilindros. Naturalmente, estas bordas têm que ser cortadas para obter uma tira de largura
contínua e isenta de pontos de concentração de tensão, para posterior uso, antes da bobinagem
final. As superfícies apresentam acabamentos diferentes, isto é, qualitativamente a face em
contato com cilindro inferior é mais lisa do que a superfície superior. Isto pode ser explicado,
pelo fenômeno de fluidez e também pelo mecanismo de crescimento dendrítico preferencial,
que afeta a rugosidade superficial da face da tira voltada para a atmosfera se comparada com a
face voltada para o cilindro de solidificação, vide Figuras 5.22 e 5.23, por exemplo.
É necessário mencionar, que os cilindros do laminador apresentam uma folga entre os
mancais e o não paralelismo. Entretanto, tentativas foram realizadas para corrigir os defeitos
da máquina pelo acionamento independente dos parafusos de aperto do laminador, mas sem
Capítulo 5
147
sucesso. Isto pode explicar a variação na espessura da tira tixolaminada. A solução seria
substituir o sistema de mancais e retificar os cilindros.
As manchas sobre a superfície inferior da tira podem ser atribuídas, à quebra de óxido
pela compressão do material passando entre os cilindros. Por outro lado, a superfície superior
da tira, indica que as irregularidades mostradas na Figura 5.23 foram conformadas
mecanicamente.
Figura 5.24. Tira tixolaminada da liga Pb-50%Sn, velocidade 0,25 m/s. Espessura da tira
variando de 1,41 a 1,33 mm. O uso da barreira anti-escória foi aplicada. Abertura entre
cilindros foi de 1,4 mm aproximadamente.
A Figura 5.25 mostra os defeitos periódicos característicos da Figura 3.20, assim como
observados por Haga e Suzuki (2003c). Segundo esses autores, esse defeito pode ocorrer
quando se aumenta a velocidade dos cilindros, e também devido à baixa pressão hidrostática
do fundido no bocal, conforme foi visto na Figura 3.21. Uma solução provável para evitar o
aparecimento desses defeitos, sem alterar a velocidade do laminador, é aumentar o nível do
material semi-sólido no bocal.
Capítulo 5
148
Figura 5.25. Tira semi-sólida fundida da liga Pb-50%Sn fabricada à velocidade dos cilindros
de 0,25 m/s. A formação desse defeito ocorre na face em contato com o cilindro inferior
(cilindro de solidificação).
5.3.2 Uso de barreira de retenção de escória para melhorar a qualidade
da tira semi-sólida fundida/tixolaminada
Um separador de escória/óxido foi projetado e construído, para evitar o arraste dessas
impurezas na superfície da tira voltada para a atmosfera, processada pela solidificação rápida.
O separador de escória é acoplado junto ao bocal, como pode ser visto na Figura 5.26 (a) e
(b). Este dispositivo tem a também a finalidade de reduzir a agitação do metal semi-sólido no
bocal. O escoamento da liga fundida deve ser suave, isto é, sem agitação para obter um
contato uniforme ao longo do comprimento do cilindro. Desse modo, os defeitos na tira são
minimizados, e por sua vez, a escória ou o óxido está somente presente ao final do
processamento, quando o nível do material semi-sólido no bocal está abaixo da barreira anti-
escória. Figura 5.26 (c). Após a fabricação da tira, a parte onde ocorre o acúmulo de
óxido/escória deve ser descartada. Assim, o nível inferior da barreira anti-escória deve ser
minimizado para obter um maior rendimento no processamento.
Capítulo 5
149
(a) (b)
(c)
Figura 5.26. Barreira para impedir o arraste de óxido/escória (a), vista superior mostrando o
suporte de fixação (b) e a escória retida no final do processamento na cauda da tira (c).
5.3.3 Aparecimento de trincas nas tiras semi-sólidas fundidas, devido a
defeitos do cilindro do laminador
Trincas foram observadas na tira semi-sólida fundida preferencialmente no seu centro e
também em linhas paralelas longitudinais, em intervalos regulares, as quais estão relacionadas
a defeitos superficiais localizados no cilindro inferior, respectivamente nas Figuras 5.27 e
5.28. Aparentemente, estes defeitos eram trincas no cilindro de solidificação. Entretanto, após
o teste feito por líquido penetrante nos cilindros do laminador, constatou-se que os mesmos
não apresentaram sinais de trincas, Figura 5.29.
Uma corrosão aquosa pode ter acontecido pela concentração de uma camada de
umidade condensada neste local, apesar de que o acabamento dos cilindros foi realizado até a
lixa de granulometria 1200.
Dessa maneira, é fundamental o controle do acabamento superficial dos cilindros para
obter uma tira semi-sólida fundida/tixolaminada com menor rugosidade, por exemplo,
verificar possíveis defeitos superficiais nos cilindros do laminador antes do processamento
Capítulo 5
150
para evitar perdas na tira processada. Portanto, para evitar problemas de corrosão aquosa, os
cilindros devem ser feitos de aços inoxidáveis, ou melhor, ainda empregando cilindros de
cobre os quais atuariam também como um melhor condutor térmico como já discutido
anteriormente.
(a)
(b) (c)
Figura 5.27. Defeito longitudinal revelado no centro do cilindro de solidificação (a); causando
fissura na região da tira processada nessa situação: superfície em contato com o cilindro de
solidificação (b) e voltada para a atmosfera (c). Espessura da tira 1,4 mm aproximadamente.
Gotas frias observadas em (b) como indicadas.
Capítulo 5
151
Figura 5.28. Defeitos paralelos e longitudinais no cilindro inferior, resultando em trincas na
tira semi-sólida fundida.
Figura 5.29. Aplicação do líquido penetrante e revelador para verificar possíveis trincas no
cilindro para explicar o defeito superficial como ilustrado nas Figuras 5.27 (a) e 5.28.
Capítulo 5
152
5.3.4 Formação de trincas transversais e escamações ao final do
processamento
Trincas transversais e formação de escamas na região central da tira foram observadas
ao final do processamento, Figura 5.30. Neste estágio, o cilindro de solidificação já está pré-
aquecido, minimizando assim a formação de gotas frias, como analisada anteriormente. Tudo
indica que as trincas e as escamações formadas, podem ser denominadas de trincas a quente,
gotas quentes ou rasgo. É conhecido através da literatura, que essas trincas de contração têm
formato irregular e são formadas quando o metal se destaca por si só, ou após a remoção do
molde.
As faces das trincas são usualmente bastante oxidadas. Estas trincas são mais propensas
de formar, para ligas de alto intervalo de solidificação quando a peça está quase solidificada.
De fato, existe um filme de metal líquido entre as dendrítas grosseiras e devido à contração da
solidificação, tensões térmicas são geradas, e formam-se as trincas.
As trincas podem ocorrer também à elevada temperatura quando o metal já está
solidificado. Realmente, a elevada temperatura o metal ou liga metálica apresenta baixa
resistência mecânica e durante a contração da peça dentro do molde, tensões internas
complexas ocorrem devido ao gradiente térmico. Estas tensões são geradas também devido às
restrições no molde.
Nas bordas da superfície inferior da tira, a formação de defeitos não ocorreu
aparentemente. Isto indica que as bordas da tira solidificaram primeiro que a parte central,
gerando tensões internas de origem térmica, que provocaram estes defeitos. As trincas
transversais da superfície superior podem ser atribuídas, logo após a tira deixar a cadeira de
laminação, pelo esforço de flexão causado pela curvatura dos cilindros.
Capítulo 5
153
Figura 5.30. Faces com vários defeitos na face superior e inferior da tira fundida, como
indicadas.
As trincas de contração são visíveis na superfície voltada para atmosfera e têm
aparência de rechupe. A área com formação de escamas na superfície inferior da tira tem
características porosas. A liga foi Pb-50%Sn foi vazada a 289 ºC com barreira anti-escória e
velocidade de processamento 0,25 m/s. Espessura da borda e do centro respectivamente de 1,6
mm e 2,0 mm aproximadamente, Figura 5.30.
Capítulo 5
154
Então, os defeitos granulares em forma de escamas podem ter sido gerados
primeiramente e agindo como pontos de concentração de tensão para formação das trincas
transversais. É necessário mencionar que ao final do processamento a pressão hidrostática é
severamente diminuída pela baixa altura do material semi-sólido no bocal e o acúmulo maior
de óxido/escória também contribui para esta formação.
5.4 Caracterização mecânica
Para caracterização mecânica, neste item, serão abordadas: a preparação dos discos
metálicos (blanks); a operação de estampagem profunda e re-estampagem da liga Pb-30%Sn
nas condições semi-sólida fundida e fundida laminada; a análise dos perfis das curvas de
estampagem e re-estampagem profunda da liga Pb-30%Sn nas condições semi-sólida fundida
e fundida laminada; comparação da carga máxima teóricos e experimentais obtida na
estampagem profunda da liga Pb-30%Sn das tiras semi-sólida fundida e semi-sólida fundida
laminada; a operação de estampagem e re-estampagem das ligas Pb-50%Sn e Sn-37%Sn; a
operação de estiramento das ligas Pb-50%Sn e Sn-37%Sn comparando as cargas teóricas e
experimentais das ligas Pb-50%Sn e Sn-37%Sn e a análise das curvas de carregamento na
operação de estiramento das ligas Pb-50%Sn e Sn-37%Sn.
5.4.1 Preparação dos discos metálicos (blanks) para caracterização
mecânica
A Figura 5.31 mostra os discos metálicos (blanks) obtidos para a operação de
estampagem profunda para a liga Pb-30%Sn com intervalo de solidificação de 75 ºC.
Somente os discos metálicos (blanks), das tiras semi-sólidas fundidas e seguida de laminação
(semi-sólidas fundidas e laminadas) foram preparados, pois as tiras tixolaminadas
apresentaram muitos defeitos de fabricação. Isto pode ser atribuído ao alto intervalo de
solidificação para esta liga gerando trincas a quente. Além disso, uma barreira anti-escória
ainda não tinha sido utilizada. Então, a superfície voltada para a atmosfera dessa tira semi-
sólida fundida, apresenta pontos de inclusões de escória/óxido. Assim, um comprimento da
tira isenta de escória foi selecionada para a laminação.
Capítulo 5
155
Figura 5.31. Discos metálicos (blanks) da liga Pb-30%Sn de 40 mm de diâmetro
aproximadamente para a estampagem profunda. Tira semi-sólida fundida, espessura variando
de 1,20 a 1,40 mm (a), e semi-sólida fundida seguida de laminação, espessura de 0,83 mm
aproximadamente (b).
Os discos metálicos (blanks) das tiras empregando as ligas Pb-50%Sn e Sn-37%Pb com
intervalo de solidificação de 31 ºC e 6 ºC respectivamente, foram preparados nas seguintes
condições: laminada convencionalmente, semi-sólida fundida, semi-sólida fundida e
laminada, e tixolaminada, Figuras 5.32 e 5.33. Estas ligas foram selecionadas para a
caracterização mecânica (estampagem profunda e estiramento), pois representam
relativamente baixo intervalo de solidificação, em comparação com as outras ligas Pb/Sn
utilizadas neste trabalho. Na fabricação dessas tiras, o laminador já dispunha de um separador
de escória.
Figura 5.32. Liga Pb-50%Sn. Laminada convencionalmente espessura 1,30 mm (a); tira semi-
sólida fundida de espessura de 1,40 mm (b); tira semi-sólida fundida e laminada de espessura
de 1,26 mm (c); tira tixolaminada com 0,95 mm de espessura (d).
Capítulo 5
156
Figura 5.33. Liga Sn-37%Pb. Laminada convencionalmente 1,35 mm de espessura (a); tira
semi-sólida fundida de espessura de 1,57 mm (b); tira semi-sólida fundida e laminada 1,07
mm de espessura (c); tira tixolaminada de espessura de 1,36 mm (d).
Os discos metálicos (blanks) de 40 mm de diâmetro foram cortados nas regiões onde
regime estacionário ocorreu (Figura 5.20). As rebarbas, normalmente obtidas na operação de
corte, foram retiradas por limagem para a operação de estampagem. O aparecimento de
rebarbas nos discos metálicos (blanks) estão relacionados, principalmente, com a folga
excessiva no conjunto punção/matriz e também pela alta ductilidade das ligas Pb/Sn
empregada neste trabalho.
5.4.2 Operação de estampagem profunda da tira semi-sólida fundida da
liga Pb-30%Sn
Os discos metálicos (blanks) das tiras, empregando a liga Pb-30%Sn, na condição semi-
sólida fundida e semi-sólida fundida seguida da laminação, foram preparados para a operação
de estampagem profunda para verificar a razão limite de estampagem (LDR). A re-
estampagem foi feita, dos copos embutidos para análise de defeitos e verificar a capacidade
do material de se deformar plasticamente. O ferramental para as operações de deformação
plástica foram mostradas na Figura 4.17.
A Figura 5.34 mostra que a razão limite de estampagem LDR=(D
o
/D
p
), sendo D
o
o
diâmetro do disco metálico (blank) e D
p
o diâmetro do punção, desse material é
Capítulo 5
157
aproximadamente 2,0. E o coeficiente de anisotropia planar média
é aproximadamente
0,3. Neste caso, o diâmetro do disco (blank) e do punção são respectivamente 40,2 mm e 20,5
mm aproximadamente. Entretanto, para um diâmetro do punção em torno de 18,3 mm não foi
possível conformar o copo, Figura 5.34.
Figura 5.34. Correlação entre a razão limite de estampagem e
R
para vários tipos de chapas
metálicas (DIETER, 1976) indicando o valor da razão limite de estampagem (LDR) do
material ensaiado (tira semi-sólida fundida da liga Pb-30%Sn), para obter um copo estampado
(LDR=2,0) e na condição não estampado (LDR=2,2).
A Figura 5.35 (a) mostra o material estampado formando rugas na região do flange
causada pelas tensões circunferênciais de compressão. A solução encontrada para minimizar
este defeito foi controlar a pressão do sujeitador ou anti-rugas, Figura 5.35 (b). Entretanto,
devido à irregularidade da superfície da tira semi-sólida fundida voltada para a atmosfera,
vide Figura 5.31 para mais detalhes, rugas podem formar durante a estampagem profunda,
onde a ação do dispositivo, não garante a distribuição uniforme das tensões circuferenciais.
Como resultado, trincas são formadas preferencialmente no fundo do copo, indicando maior
concentração de tensão nesta área. Portanto, a condição da tira fabricada não é propícia para a
estampagem profunda Figura 5.35.
Capítulo 5
158
Figura 5.35. Rugas formadas no copo estampado (a); e ajuste correto do sujeitador ou anti-
rugas minimiza a formação de rugas (b). Na vista inferior do copo estampado, mostra a
formação de trincas e regiões de escória em relevo. Material: tira semi-sólida fundida Pb-
30%Sn. Diâmetro externo do copo de 24 mm aproximadamente.
5.4.3 Operação re-estampagem profunda da tira semi-sólida fundida da
liga Pb-30%Sn
As Figuras 5.36 (a) e (b) mostram o disco (blank) e os copos estampados e re-
estampados das tiras Pb-30%Sn semi-sólidas fundidas. As trincas surgem junto das inclusões
na superfície da tira voltada para a atmosfera como anteriormente analisada. As trincas
tendem a percorrer o caminho entre a inclusão e a tira metálica. O último copo re-estampado
tem um diâmetro externo de 15 mm aproximadamente. O terceiro copo foi estampado e re-
Capítulo 5
159
estampado com a superfície rugosa voltada para o interior do copo e trincas não ocorreram na
superfície lisa.
Figura 5.36. Copos metálicos obtidos pelo processo de estampagem profunda e re-
estampagem utilizando quatro tamanhos de matrizes para diâmetro do disco (blank) de 40,2
mm e espessura de 1,4 mm aproximadamente. Rugas são observadas. Trincas tendem a se
formar próxima as inclusões.
5.4.4 Análise dos perfis das curvas de estampagem e re-estampagem
profunda da tira semi-sólida fundida da liga Pb-30%Sn
As Figuras 5.37 (a), (b), (c) e (d) mostram os perfis das forças de estampagens obtidas,
para a primeira estampagem profunda e as re-estampagens necessárias para obter um copo de
diâmetro externo final de 15 mm, a partir do disco (blank) da tira metálica semi-sólida
fundida. As re-estampagens subseqüentes realizadas objetivam intensificar a deformação
plástica e verificar a ductilidade do material necessária, para obter um copo de menor
diâmetro e maior altura sem que ocorra ruptura.
A Figura 5.37 (a) mostra uma curva típica de estampagem profunda. A força exigida
para a conformação não se mantém uniforme durante o embutimento. Ela cresce rapidamente,
no inicio do curso, atingindo um valor máximo quando o estampo estiver penetrando na
Capítulo 5
160
matriz. Ao se ultrapassar o valor máximo a força de embutimento decresce devido à
diminuição do diâmetro do copo.
As oscilações das curvas de re-estampagem indicam que houve uma redução na parede
para uniformizar a espessura do copo. Esta é uma operação típica de estiramento (ironing).
Então, a heterogeneidade na deformação causa diferença no fluxo do material, vide Figura
5.36. De fato, o último copo re-estampado mostrado na Figura 5.36 indica que um lado do
copo sofreu mais deformação plástica, alterando a sua altura. Este defeito é característico da
tira produzida por esse processo, pela irregularidade da espessura e pode ser corrigido através
da melhoria do acabamento superficial, através da laminação posterior á fabricação da tira.
Este assunto será discutido na Seção 5.4.5.
(a) 1º Estágo (b) 2º Estágio
(c) 3º Estágio (d) 4º Estágio
Figura 5.37. Perfil da carga (kN) x tempo (s) utilizando as seguintes matrizes: 24 mm (a); 21
m (b); 18 mm (c); e 15 mm (d). Material: tira semi-sólida fundida da liga Pb-30%Sn.
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
1,4
1,6
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s )
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
0,9
0 1020304050
Carga(kN)
Te mp o (s )
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s )
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
1,4
0 1020304050
Carga(kN)
Te mp o (s )
Capítulo 5
161
5.4.5 Operação de estampagem e re-estampagem profunda da tira semi-
sólida fundida laminada da liga Pb-30%Sn
A Figura 5.38 mostra os copos estampados e re-estampados a partir de tiras metálicas
Pb-30%Sn fundidas laminadas. Menor quantidade de rugas é observada nos copos embutidos,
indicando a melhor ação do anti-ruga devido à maior uniformidade da espessura ao longo da
tira após laminação. A laminação da tira semi-sólida fundida na presença de óxido/escória
pode forçar estes defeitos a incrustar na tira e conseqüentemente trincas ocorrem na
estampagem do copo (veja trinca na primeira estampagem, Figura 5.38).
Figura 5.38. Copos metálicos obtidos com quatro tamanhos de matrizes feitos de tiras
metálicas fundidas laminadas para diâmetro do disco metálico (blank) de 40,2 mm de
diâmetro e espessura de 1 mm aproximadamente. Uma grande trinca é formada no copo
estampado preferencialmente na curvatura do punção devido a concentradores de tensão
(óxido/escória).
Capítulo 5
162
5.4.6 Análise dos perfis das curvas de estampagem e re-estampagem
profunda da tira semi-sólida fundida laminada da liga Pb-30%Sn
A Figura 5.39 mostra o perfil da força de estampagem e re-estampagem dos discos
metálicos (blanks) da tira semi-sólida fundida laminada da liga Pb-30%Sn. As curvas têm um
perfil sem ondulações apreciáveis, indicando neste caso, a melhor uniformidade da espessura.
(a) 1º Estágio (b) 2º Estágio
(c) 3º Estágio (d) 4º Estágio
Figura 5.39. Perfil da carga (kN) x tempo (s) para as matrizes: 24 mm (a); 21 mm (b); 18 mm
(c); 15 mm (d) para a tira semi-sólida fundida da liga Pb-30%Sn.
5.4.7 Comparação entre os valores teóricos e experimentais da carga
máxima obtida na estampagem profunda da liga Pb-30%Sn das
tiras semi-sólida fundida e semi-sólida fundida laminada
Considerando a matriz e o punção da Figura 5.40 (a) a Equação (5.1) calcula a carga
máxima (P
máx
), na estampagem profunda do disco metálico (blank) (KALPAKJIAN, 1997).
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s )
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s )
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s )
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
0,9
0 10203040
Carga(kN)
Te m p o (s )
Capítulo 5
163
á
·
·
·
·
0,7 (5.1)
onde,
D
p
– diâmetro do punção,
D
0
– diâmetro do disco metálico (blank),
t
o
– espessura da parede, e
σ
u
– resistência à tração do material.
Assim, usando a Equação (5.1), pode-se estimar a força da estampagem profunda
considerando o diâmetro do disco metálico (blank) de 40,2 mm, diâmetro do punção de 24,5
mm e a resistência a tração do material (constante tabelado, UTS). A velocidade de percurso
do embolo foi de 0,39
± 0,02 mm/s aproximadamente.
Na Figura 5.40 (b) mostra o esquema do ferramental composto da matriz e punção
utilizados na re-estampagem dos copos embutidos. Um copo de diâmetro inicial D
n-1
e
espessura t, é re-estampado para um diâmetro final D
n.
, sem alterar a espessura. Assim, força
máxima de re-estampagem (P
n
) pode ser estimada pela Equação (5.2) (MARCINIAK;
DUNCAN; HU, 2002, p.124).
(5.2)
onde
n – estágio da re-estampagem,
D
n-1
– diâmetro do copo,
D
n
– diâmetro do copo reduzido pela re-estampagem,
t – espessura,
σ
0
– tensão de escoamento (Y) e
ρ
– raio de curvatura da matriz.
Capítulo 5
164
(a) (b)
Figura 5.40. Esquema do conjunto matriz e punção para determinar a força de estampagem
profunda (a) e de re-estampagem profunda do copo (b).
As dimensões das matrizes utilizadas no processo de estampagem (Estágio 1º) e de re-
estampagem (Estágios 2º, 3º e 4º), para calcular a força máxima teórica, são mostradas na
Tabela 5.2.
Tabela 5.2. Comparação das dimensões das matrizes e punções para a operação de
estampagem profunda (Estágio 1º) e re-estampagem (Estágios 2º, 3º e 4º).
Estágio Diâmetro da
punção (mm)
Diâmetro da Matriz
(mm)
1º 20,5 24,2
2º 18,3 21,7
3º 14,5 18,2
4º 11,6 14,9
Capítulo 5
165
A Tabela 5.3 compara as propriedades mecânicas obtidas na estampagem profunda
(Estágio 1º) da liga Pb-30%Sn. Os dados experimentais da carga máxima, no ensaio de
estampagem, estão bem inferiores ao valor teórico utilizando a tensão de escoamento do
material (por cerca de 52% para a tira semi-sólida fundida e 51% para a tira semi-sólida
fundida laminada), assim, existe uma grande diferença se comparada com o valor teórico
calculado a partir da tensão de resistência do material (ou menor do que 61% para a tira semi-
sólida fundida e 60% para a tira semi-sólida fundida laminada ), Figura 5.41.
A força no punção, para produzir o copo, é resultado da soma das forças ideal de
conformação, das forças de atrito e da força necessária para produzir a uniformização da
espessura (caso exista). Devido a muitas variáveis envolvidas, e a condição não transiente da
operação de estampagem profunda, fazer o cálculo da força no punção não é simples. Note
que a Equação (5.1) não incluí o atrito, o raio do punção e o raio da matriz ou a força do anti-
rugas (blankholder). Assim, essa equação considera que a força no punção é suportada em
maior intensidade pela parede do copo (DIETER, 1976, KALPAKJIAN, 1997).
A Figura 5.41 compara os valores obtidos da Tabela 5.3 das cargas de estampagem
profunda e re-estampagem profunda para as condições semi-sólida fundida e semi-sólida
fundida laminada. As cargas calculadas nos Estágios 2º, 3º e 4º estão mais próximas dos
dados experimentais com relação ao Estágio 1º. As cargas nestes estágios são menores do que
no Estágio 1º, porque não é necessário o emprego de anti-rugas e o atrito é minimizado.
À medida que aumenta o grau de deformação, a força de conformação plástica também
aumenta. Isto é devido ao aumento da espessura do copo estampado causado pela tensão de
compressão circunferencial e ao encruamento, no caso da deformação a frio. Entretanto,
considera-se que a espessura do material não varia durante a estampagem profunda e re-
estampagem empregando as Equações (5.1) e (5.2).
Capítulo 5
166
Tabela 5.3. Principais propriedades mecânicas da liga Pb-30%Sn utilizada e a comparação das
forças de estampagem profunda e aquelas obtidas experimentalmente.
Estágio 1º
+
Liga
Pb-30%Sn
Espessura
[mm]**
Densidade
[g/cm³]*
Resistência mecânica
[MPa]
Carga
máxima (kN)
Carga
máxima
experimental
(kN)**
Tração*
UTS
Escoamento*
Y
UTS Y
Tira semi-
sólida
fundida
1,40±0,01
9,69 34 28
3,45 2,84 1,36±0,12
Tira semi-
sólida
fundida e
laminada
1,00±0,01 2,46 2,03 0,99±0,23
Estágio 2º
++
Tira semi-
sólida
fundida
1,40±0,01
9,69 34 28
0,92 0,76
0,68±0,10
Tira semi-
sólida
fundida e
laminada
1,00±0,01 0,54 0,45
0,50±0,12
Estágio 3º
++
Tira semi-
sólida
fundida
1,40±0,01
9,69 34 28
0,95 0,79
0,90±0,23
Tira semi-
sólida
fundida e
laminada
1,00±0,01 0,58 0,48
0,64±0,62
Estágio 4º
++
Tira semi-
sólida
fundida
1,40±0,01
9,69 34 28
0,84 0,69
1,17±0,40
Tira semi-
sólida
fundida e
laminada
1,00±0,01 0,52 0,43
0,83±0,10
*Dados obtidos do ASM Handbook (1990) vol.2, pp. 550, **Quatro amostras com 95% de
confiabilidade,
+
(Equação (5.1)),
++
(Equação (5.2)).
Capítulo 5
167
Figura 5.41. Comparação dos valores teóricos calculados da estampagem profunda (Estágio
1º) e re-estampagem (Estágios 2º, 3º e 4º) a partir das Equações (5.1) e (5.2) respectivamente
com os dados experimentais para os discos metálicos (blanks) produzidos nas condições semi-
sólida fundida (T.S.F.) e semi-sólida fundida laminada (T.S.F.L.).
5.4.8 Operação de estampagem profunda (Estágio 1º) da liga Pb-50%Sn
As tiras da liga Pb-50%Sn foram processadas nas seguintes condições: semi-sólida
fundida, semi-sólida fundida e laminada, tixolaminada e laminada convencionalmente para
efeito de comparação através da caracterização mecânica e metalográfica. Esta liga Pb/Sn
hipoeutética tem intervalo de solidificação de 31ºC (vide Figura 4.8). A velocidade dos
cilindros do laminador foi de 0,25 m/s a qual foi constada anteriormente ser a melhor
velocidade de processamento para a obtenção das tiras. O separador de escória foi usado junto
ao bocal e o acabamento dos cilindros foi feito até a lixa de granulometria 1200.
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
2,5
3,0
3,5
4,0
UTS Y Experimental
Carga (kN)
1º Estágio Pb30%Sn
T.S.F. T.S.F.L.
0,0
0,5
1,0
UTS Y Experimental
Carga (kN)
2º Estágio Pb30%Sn
T.S.F. T.S.F.L.
0,0
0,5
1,0
1,5
UTS Y Experimental
Carga (kN)
3º Estágio Pb30%Sn
T.S.F. T.S.F.L.
0,0
0,5
1,0
1,5
UTS Y Experimental
Carga (kN)
4º Estágio Pb30%Sn
T.S.F. T.S.F.L.
Capítulo 5
168
A Figura 5.42 mostra a seqüência de operação de estampagem profunda a partir dos
discos metálicos (blanks) da liga Pb-50%Sn. Todos os discos (blanks) das tiras processadas
passaram nas estampagens profundas realizadas. Entretanto, grandes perdas de material
resultaram da tira semi-sólida fundida durante a estampagem. De fato, a espessura não é
uniforme da superfície dessa tira voltada para a atmosfera o que poderia prejudicar a ação do
anti-rugas. O aperto excessivo no anti-rugas pode provocar a falha do fundo do copo.
Entretanto, mesmo sem o uso do anti-rugas na matriz, os copos falharam.
No embutimento deve-se dar tempo para o material escoar. Se o material não pode
escoar com suficiente rapidez, a deformação do material não é uniforme e pode ocorrer uma
extricção localizada na folga entre o estampo e a matriz. Conseqüentemente, a redução
resultante na espessura enfraquecida é altamente solicitada, e a peça se rompe rapidamente.
Além disso, a tira semi-sólida fundida apresenta uma formação dendrítica na superfície
voltada para atmosfera a qual está sendo degenerada pela ação de tensões de cisalhamento
durante o processamento, Figura 5.43. É conhecida na literatura que a estrutura bruta de
solidificação não é a ideal para a conformação mecânica. A espessura da tira semi-sólida
fundida é de aproximadamente 1,4 mm. A distância entre o punção e matriz é de 1,85 mm,
suficiente para a estampagem da tira metálica com essa espessura. Entretanto, a tensão de
compressão circunferencial ao longo do flange na operação estampagem profunda provoca
um aumento na espessura da parede do copo, suficiente para provocar o contato dessa região
com a parede da matriz. Além disso, a rugosidade e a irregularidade na espessura da tira semi-
sólida fundida resultaram, na intensificação da força de atrito na força total no punção e na
estricção localizada por concentração de tensão na estampagem.
Note que a formação de orelhas é minimizada nas tiras semi-sólida fundida, semi-sólida
fundida laminada e tixolaminda, em relação às tiras laminadas convencionalmente. Isso
ocorre devido o maior grau de anisotropia das tiras laminadas convencionalmente, Figura
5.42. De fato, a microestrutura da tira laminada convencionalmente é alinhada na direção de
laminação, enquanto as microestruturas das tiras obtidas não convencionalmente, não
apresentam este tipo de alinhamento, Figura 5.43.
Capítulo 5
169
(a) Laminada convencionalmente, espessura 1,4 mm.
(b) Tixoconformada, espessura 1,2 mm.
(c) Tira semi-sólida fundida, espessura 1,4 mm.
(d) Tira semi-sólida fundida laminada, espessura 1,2 mm.
Figura 5.42. Seqüências de operação de estampagem profunda das tiras Pb-50%Sn na
condição como indicada. As cargas de processamento são indicadas abaixo de cada figura.
Capí
t
Figu
r
cop
o
prof
u
mos
t
t
ulo 5
Tir
r
a 5.43. M
o
de 24,5 m
m
Os valore
u
nda são
c
t
rados na T
a
Tira fundi
d
a tixoconfo
icroestrutu
r
m
.
s da carga
c
alculados
a
bela 5.4.
da
rmada
r
a das tiras
máxima m
e
a partir
d
o
obtidas d
a
e
didos exp
e
o
modelo
t
T
Tira l
a
a
liga 50%
P
e
rimentalm
t
eórico pro
p
T
ira fundid
a
a
minada co
n
P
b-50%Sn.
ente no pr
o
p
osto, par
a
a
laminada
n
vencional
m
Diâmetro
o
cesso de e
a
a liga P
b
170
m
ente
externo d
o
stampage
m
b
-50%Sn
e
o
m
e
Capítulo 5
171
Tabela 5.4. Carga necessária para a primeira estampagem profunda do disco metálico (blank)
de 40,2 mm de diâmetro para cada tira e o valor teórico calculado pela Equação (5.1).
Liga Pb-50%Sn
Espessura
[mm]
+
Densidade
[g/cm³]*
Resistência mecânica
[MPa]
Carga máxima
(kN)
Equação (5.1)
Carga
máxima
experimental
(kN)
+
Tração*
UTS
Escoamento*
Y
UTS Y
Tira semi-sólida
fundida
1,45±0,19
8,89 42 33
4,41 3,47 2,24±0,05
Tira semi-sólida
fundida e laminada
1,20±0,16 3,65 2,87 1,60±0,20
Tixolaminada 1,25±0,14 3,80 2,99 1,81±0,24
Laminada
convencionalmente
1,45±0,07 4,41 3,47 1,82±0,15
*Dados obtidos do ASM Handbook (1990) vol.2, pp. 550.
+
Quatro amostras com 95% de
confiabilidade.
A Figura 5.44 compara os valores obtidos experimentalmente e os valores teóricos
mostrados na Tabela 5.4. As cargas experimentais estão mais próximas dos valores teóricos
calculados empregando a tensão de escoamento do que utilizando a resistência à tração da
liga.
Figura 5.44. Comparação dos valores teóricos calculados a partir da Equação (5.1) com os
dados experimentais para a estampagem profunda (Estágio 1º) dos discos metálicos (blanks)
da liga Pb-50%Sn. Tira semi-sólida fundida (T.S.F.), Tira semi-sólida fundida e laminada
(T.S.F.L.), tira tixolaminada (T.T.), e tira laminada convencionalmente (T.L.C.).
0,0
1,0
2,0
3,0
4,0
5,0
UTS Y Experimental
Carga (kN)
1º Estágio Pb50%Sn
T.S.F. T.S.F.L. T.T. T.L.C.
Capítulo 5
172
A Figura 5.45 mostra alguns exemplos das curvas características obtidas na
estampagem profunda dos copos da Figura 5.43.
(a) Semi-sólida fundida (T.S.F.). (b) Semi-sólida fundida laminada (T.S.F.L.).
(c) Tixoconformada (T.T.). (d) Laminada convencionalmente (T.L.C.).
Figura 5.45. Perfis das curvas da estampagem profunda dos copos da Figura 5.43 como
indicado.
5.4.9 Operação de re-estampagem profunda (Estágios 2º, 3º e 4º) dos
copos obtidos das tiras das ligas Pb-50%Sn
Utilizando os dados da Tabela 5.4 e adotando o raio da matriz (
ρ
) constante de 8 mm, os
valores calculados da re-estampagem das condições das tiras semi-sólida fundida (T.S.F.),
semi-sólida fundida e laminada (T.S.F.L), tixoconformada (T.T.) e laminada
convencionalmente (T.L.C.) são comparados nas Figuras 5.46, 5.47 e 5.48 com os dados
experimentais. Foram fabricadas três amostras para todas as condições acima citados,
seguindo a distribuição normal com 95% de confiabilidade.
0
0,5
1
1,5
2
2,5
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,5
1
1,5
2
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,5
1
1,5
2
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,5
1
1,5
2
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
Capítulo 5
173
Pode-se perceber que a carga máxima teórica usando a tensão de escoamento ou a
tensão de resistência (Equação (5.2)) atinge valores muito próximos com os valores
experimentais. A carga teórica na re-estampagem comparada com a estampagem dos discos
(blanks) é conservativa para efeito de projeto da matriz e o punção. Isto minimiza o
aparecimento de defeitos de estampagem. Porém, os defeitos podem aparecer à medida que
aplicação da carga no re-estampagem dos copos é aumentada.
No último estágio percebe-se que houve um aumento na carga de re-embutimento
experimental dos copos das tiras laminadas convencionalmente (T.L.C.) e principalmente na
tira semi-sólida fundida (T.S.F.). Isso indica, o aumento da espessura da parede do copo
provocada pelas tensões circuferenciais de compressão. A espessura pode aumentar de modo
que um estiramento (ironing) incipiente pode ocorrer.
Condições
Força máxima Equação (5.2)
Força máxima
experimental (kN)
Carga (kN) - UTS Carga (kN) - Y
T.S.F. 1,21 0,95
0,99±0,06
T.S.F.L. 0,89 0,70
0,73±0,13
T.T. 0,95 0,75
0,80±0,15
T.L.C. 1,21 0,95
0,84±0,05
Figura 5.46. Operação de re-estampagem equivalente ao 2º Estágio.
0,0
0,5
1,0
1,5
UTS Y Experimental
Carga (kN)
2º Estágio Pb50%Sn
T.S.F. T.S.F.L. T.T. T.L.C.
Capítulo 5
174
Condições
Força máxima Equação (5.2)
Força máxima
experimental (kN)
Carga (kN) - UTS Carga (kN) - Y
T.S.F.
1,24 0,98
1,28±0,15
T.S.F.L.
0,94 0,74
0,93±0,16
T.T.
1,00 0,78
0,98±0,12
T.L.C.
1,24 0,98
1,09±0,21
Figura 5.47. Operação de re-estampagem equivalente ao 3º Estágio.
Condições
Força máxima Equação (5.2)
Força máxima
experimental (kN)
Carga (kN) - UTS Carga (kN) - Y
T.S.F. 1,09 0,85
1,43±0,36
T.S.F.L. 0,83 0,65
0,85±0,11
T.T. 0,88 0,69
0,90±0,17
T.L.C. 1,09 0,85
1,26±0,47
Figura 5.48. Operação de re-estampagem equivalente ao 4º Estágio.
0,0
0,5
1,0
1,5
UTS Y Experimental
Carga (kN)
3º Estágio Pb50%Sn
T.S.F. T.S.F.L. T.T. T.L.C.
0,0
0,5
1,0
1,5
UTS Y Experimental
Carga (kN)
4º Estágio Pb50%Sn
T.S.F. T.S.F.L. T.T. T.L.C.
Capítulo 5
175
Para a estampagem profunda, ocorrem os gastos de energias, relativos às seguintes
forças: força ideal de deformação plástica, forças de atrito e a força requerida para produzir o
estiramento (ironing), se presente, causada pelo aumento da espessura do material (DIETER,
1976). A força ideal de deformação aumenta continuamente com o movimento do punção,
pois tanto a deformação quanto a tensão de escoamento estão aumentando devido ao
encruamento. Uma grande contribuição da força de atrito vem da pressão do anti-rugas.
Esta força atinge rapidamente um pico e diminuiu com o prosseguimento da
estampagem porque a área do flange sob o anti-ruga é continuamente reduzida. Qualquer
força requerida para produzir o estiramento (ironing) ocorre mais tarde depois da parede do
copo atingir uma espessura máxima, Figura 5.49. Um fator adicional é a força requerida para
dobrar e desdobrar o material em volta do raio da matriz. Em geral, a energia ou o trabalho
total gasto necessário para a estampagem/re-estampagem profunda é distribuída da seguinte
forma: 70% para o trabalho ideal na direção radial, 13% para superar a resistência do atrito,
17% para o dobramento e o desdobramento em torno do raio da matriz, (DIETER, 1976).
Figura 5.49. Força do punção versus o seu percurso para estampagem profunda, (DIETER,
1976, p.668).
Capítulo 5
176
As Figuras 5.50, 5.51 e 5.52 mostram respectivamente os perfis das curvas do Estágio
2º, 3º e 4º da re-estampagem dos copos para as diversas situações como indicadas.
Evidentemente a deformação ideal sempre estará presente, Figura 5.49. Por outro lado, tudo
indica que o formato do primeiro pico das curvas apresentadas na Figura 5.50, é devido à
força de atrito e o último pico está relacionado com a presença de estiramento (ironing).
Os perfis das curvas da Figura 5.52 não se completaram para um tempo de 50 s, fundo
de escala do osciloscópio digital. Então, pode-se concluir que a velocidade de avanço do
punção foi menor que usada para obter as curvas de estampagem profunda e re-estampagem
profunda da liga Pb-30%Sn analisadas na Seção 5.4.6 (0,4 ±0,02 mm/s).
(a) Semi-sólida fundida (b) Semi-sólida fundida laminada
(c) Tixoconformada (d) Laminada convencionalmente
Figura 5.50. Curvas de re-estampagem relativas ao Estágio 2º como indicadas.
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s)
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
0 1020304050
Carga(kN)
Te mp o (s)
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s )
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
0 1020304050
Carga(kN)
Te mp o (s)
Capítulo 5
177
(a) Semi-sólida fundida (b) Semi-sólida fundida laminada
(c) Tixoconformada (d) Laminada convencionalmente
Figura 5.51. Curvas de re-estampagem relativas ao Estágio 3º como indicadas.
(a) Tira semi-sólida fundida (b) Tira semi-sólida fundida laminada
(c) Tira tixoconformada (d) Tira laminada convencionalmente
Figura 5.52. Curvas de re-estampagem relativas ao Estágio 4º como indicadas.
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
1,4
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s)
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s)
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s)
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s)
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
1,4
1,6
1,8
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s )
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s )
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
0 1020304050
Carga(kN)
Te mp o (s )
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
0 1020304050
Carga(kN)
Te mp o (s)
Capítulo 5
178
5.4.10 Operação de estampagem profunda da liga Sn-37%Pb
A liga Sn-37%Pb pode ser considerada praticamente uma liga eutética, vide Figura 4.8.
O intervalo de solidificação é em torno de 3ºC. As microestruturas da liga Sn-37%Pb: tira
semi-sólida fundida, tira semi-sólida fundida laminada, tira tixolaminada e tira laminada
podem ser analisadas na Figura 5.53 com os respectivos copos estampados.
A microestrutura da tira semi-sólida fundida apresenta uma região de formação eutética
e com tendência a desagregar em direção da face voltada para a atmosfera (lado esquerdo da
micrografia). A tira semi-sólida fundida laminada apresenta uma microestrutura refinada
indicando a coalescência da fase α rica em chumbo de cor preta e melhor distribuída. Isto
favorece operação de deformação plástica do material. A tira tixolaminada apresenta uma
microestrutura refinada com a agregação da fase α dispersa numa matriz β rica em estanho
(branca). Esta agregação e a disposição da fase α preferencialmente na região central da tira
foram causadas pela compressão dos cilindros no material pastoso rico em dendritas α. Os
mecanismos de deformação plástica do material semi-sólido, esquematizado anteriormente na
Figura 3.4, podem explicar a segregação da fase α (fase primária), rica em chumbo. A
compressão dos cilindros força a entrada da fase α no interior da camada coquilhada
superaquecida. A fase primária é a fase sólida (fase α). Por sua vez, a fase secundária é a fase
líquida que envolve a fase primária.
A tira laminada convencionalmente apresenta uma microestrutura orientada que causou
a anisotropia do material pela formação de orelhas. Desse modo, a quantidade de material que
é perdida na operação de corte (trimmed off), após a fabricação dos copos estampados da tira
laminada convencionalmente, é maior. A laminação biaxial (cruzada) das placas no
processamento de laminação convencional diminui a anisotropia planar. Por outro lado, o
grau de anisotropia tende a diminuir progressivamente a partir das tiras semi-sólida fundida,
semi-sólida fundida e laminada, e tixolaminada. Assim, a formação de orelhas não ocorre
aparentemente para o copo estampado usando os discos metálicos (blanks) da tira
tixolaminada, veja Figura 5.53. Isto pode ser verificado também pela Figura 5.43.
Outro ponto importante a ressaltar, é que a microestrutura e o acabamento superficial da
tira semi-sólida fundida voltada para a atmosfera não é adequada para a estampagem
Capí
t
prof
u
aspe
r
com
o
Figu
r
emb
u
t
ulo 5
u
nda. Assi
m
r
eza super
fi
o
concentr
a
Tir
r
a 5.53. M
i
u
tido 24,3
m
m
, mesmo
fi
cial da tir
a
a
dores de te
n
Tira fundi
d
a tixoconfo
i
croestrutu
r
m
m aproxi
m
aplicando
a
voltada p
a
n
são duran
t
da
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r
a das tiras
m
adamente.
uma barr
e
a
ra a atmo
s
t
e a estamp
a
obtidas da
e
ira anti-es
c
s
fera, resul
t
a
gem profu
n
T
Tira l
a
liga Sn-3
7
c
ória, a es
t
t
ara
m
em d
e
n
da, Figura
T
ira fundid
a
a
minada co
n
7
%Pb. Diâ
m
t
rutura de
n
e
feitos que
5.54.
a
laminada
n
vencional
m
m
etro exter
n
179
n
drítica e
a
funciona
m
m
ente
n
o do cop
o
a
m
o
Capítulo 5
180
Figura 5.54. Vista da parte inferior do copo mostrando uma superfície áspera lembrando a
aparência de “casca de laranja” e trincada, assim não adequada para a operação de
estampagem profunda e pintura. Liga Sn-37%Pb. Diâmetro externo do copo 24,3 mm
aproximadamente. Processamento com uso da barreira anti-escória. Compare com a Figura
5.35.
A Tabela 5.5 compara as forças de estampagem profunda experimental e utilizando a
Equação (5.1), dos discos metálicos (blanks) para as tiras obtidas: semi-sólida fundida, semi-
sólida fundida laminada, tixolaminada e lamina convencionalmente. Os valores da carga de
estampagem experimental obtidos são levemente maiores quando estimadas a partir da
Equação (5.1), utilizando a tensão de escoamento (Y). Porém, se calculada empregando a
tensão de resistência do material, a diferença na carga é superestimada para valores maiores
do que a necessária para a deformação plástica do copo, Figura 5.55. Então, os valores
experimentais obtidos são conservativos para os quais as tensões aplicadas são geralmente
inferiores ao limite de resistência à ruptura do material.
Os dados experimentais se aproximam dos valores calculados pela Equação (5.1), se a
tensão de escoamento usada para o cálculo da força de estampagem for baseada na referência
de Kalpakjian (1997), p.28 para ligas de chumbo estanho, valor constante de 14 MPa.
A Figura 5.56 mostra os perfis das curvas para a estampagem profunda dos copos da
Figura 5.53. Aparentemente, a energia gasta está relacionada somente ao trabalho ideal e o
atrito do flange sob o anti-rugas.
Capítulo 5
181
Tabela 5.5. Carga máxima teórica e experimental para os discos metálicos (blanks) da liga
Sn-37%Pb.
Liga Sn-37%Pb
Espessura
[mm]
+
Densidade
[g/cm³]*
Resistência mecânica
[MPa]
Carga
máxima (kN)
Equação
(5.1)
Carga
máxima
experimental
(kN)
+
Tração*
UTS
Escoamento*
Y
UTS Y
Tira semi-sólida
fundida
1,51±0,06
8,89 52 33
5,69 3,61 2,98±0,10
Tira semi-sólida
fundida e laminada
1,06±0,02 3,99 2,53 1,71±0,05
Tixolaminada 1,25±0,11 4,71 2,99 2,33±0,38
Laminada
convencionalmente
1,01±0,07 5,05 3,20 1,60±0,18
*American Institute of Physics Handbook (1972), pp. 57.
+
Quatro amostras com
confiabilidade de 95%.
Figura 5.55. Comparação dos valores teóricos calculados a partir da Equação (5.1) com os
dados experimentais para a estampagem dos discos metálicos (blanks) da liga Sn-37%Pb (1º.
Estágio). Tira semi-sólida fundida (T.S.F.), tira semi-sólida fundida e laminada (T.S.F.L.), tira
tixolaminada (T.T.), e tira laminada convencionalmente (T.L.C.).
0,0
1,0
2,0
3,0
4,0
5,0
6,0
UTS Y Experimental
Carga (kN)
1º Estágio Sn37%Pb
T.S.F. T.S.F.L. T.T. T.L.C.
Capítulo 5
182
(a) Tira semi-sólida fundida
(b) Tira semi-sólida fundida laminada
(c) Tira tixoconformada (d) Tira laminada convencionalmente
Figura 5.56. Perfis das curvas na estampagem profunda dos copos mostrados na Figura 5.53
para as ligas Sn-37%Pb nas condições como indicadas (1º. Estágio).
5.4.11 Operação de re-estampagem profunda dos discos metálicos (blanks)
obtidos das tiras das ligas Sn-37%Pb
Analogamente, para a liga Sn-37%Pb, utilizando os dados da Tabela 5.5 e a Equação
(5.2), determina-se o valor teórico da carga máxima para a re-estampagem. As Figuras 5.57,
5.58 e 5.59 comparam os valores das cargas para a re-estampagem dos discos metálicos
(blanks) nas condições: semi-sólida fundida, semi-sólida fundida laminada, tixoconformada e
laminada convencionalmente. Foram fabricadas três amostras para cada condição citada,
seguindo a distribuição normal com 95% de confiabilidade.
Percebe-se que o tipo de processamento (laminação convencional ou não convencional)
para produzir os discos metálicos (blanks) quase não tem influência na operação de re-
estampagem. Porém, existe uma forte dependência relacionada às dimensões do disco
metálico (blank) e à tensão de escoamento e resistência da liga (Equação (5.2)).
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
3,5
0 1020304050
Carga (kN)
Temp o (s)
0
0,5
1
1,5
2
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,5
1
1,5
2
2,5
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,5
1
1,5
2
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
Capítulo 5
183
Os valores da carga máxima experimental no 2º e 3º Estágios estão muito próximos do
valor teórico, quando se utiliza a tensão de resistência do material. Por outro lado, os valores
das cargas calculadas, a partir da tensão de escoamento, estão abaixo dos valores
experimentais, Figuras 5.57, 5.58 e 5.59. No 4º Estágio, última re-estampagem, o valor da
carga experimental da tira semi-solida fundida (T.S.F.) está bem acima daquele estimado pela
Equação (5.2), Figura 5.59. De fato, um aumento gradativo da espessura do copo durante a re-
estampagem ocorre e o estiramento (ironing) da parede deve ser considerado. Isto é mais
pronunciado para o disco metálico (blank) da tira T.S.F. uma vez que este apresenta uma
maior espessura inicial em relação aos outros discos (blanks), Tabela 5.5.
A análise dos gráficos do segundo estágio nas Figuras 5.60 (a), (b), (c) e (d), mostram
que as forças totais de estampagem resultaram da combinação das forças ideais de
conformação, resistência do atrito e uniformização da espessura (ironing), tal como
demonstrada na Figura 5.49. A partir do terceiro estágio na Figura 5.61, as curvas
características presentes na Figura 5.49 já não se tornam perceptíveis dificultando uma análise
mais precisa. Assim como no quarto estágio da Figura 5.52, não foi possível obter as curvas
de re-estampagem do inicio ao final do processamento na Figura 5.62, devido ao tempo global
de aquisição de sinais do osciloscópio digital, inferior a 50 s.
Condições
Força máxima Equação (5.2)
Força máxima
experimental (kN)
Carga (kN) - UTS Carga (kN) - Y
T.S.F.
1,59 1,01
1,41±0,10
T.S.F.L.
0,91 0,58
0,77±0,05
T.T.
1,18 0,75
1,04±0,38
T.L.C.
0,84 0,53
0,76±0,18
Figura 5.57. Operação de re-estampagem equivalente ao 2º Estágio.
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
UTS Y Experimental
Carga (kN)
2º Estágio Sn37%Pb
T.S.F. T.S.F.L. T.T. T.L.C.
Capítulo 5
184
Condições
Força máxima Equação (5.2)
Força máxima
experimental (kN)
Carga (kN) - UTS Carga (kN) - Y
T.S.F.
1,64 1,04
1,68±0,07
T.S.F.L.
0,97 0,62
0,92±0,05
T.T.
1,23 0,78
1,21±0,10
T.L.C.
0,91 0,58
0,95±0,07
Figura 5.58. Operação de re-estampagem equivalente ao 3º Estágio.
Condições
Força máxima Equação (5.2)
Força máxima
experimental (kN)
Carga (kN) - UTS Carga (kN) - Y
T.S.F.
1,43 0,91
2,12±0,39
T.S.F.L.
0,86 0,54
0,87±0,03
T.T.
1,08 0,69
1,09±0,11
T.L.C.
0,80 0,51
0,95±0,12
Figura 5.59. Operação de re-estampagem equivalente ao 4º Estágio.
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
UTS Y Experimental
Carga (kN)
3º Estágio Sn37%Pb
T.S.F. T.S.F.L. T.T. T.L.C.
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
2,5
UTS Y Experimental
Carga (kN)
4º Estágio Sn37%Pb
T.S.F. T.S.F.L. T.T. T.L.C.
Capítulo 5
185
(a) Semi-sólida fundida (b) Semi-sólida fundida laminada
(c) Tixoconformada (d) Laminada convencionalmente
Figura 5.60. Curvas de re-estampagem relativas ao Estágio 2º como indicadas.
(a) Semi-sólida fundida (b) Semi-sólida fundida laminada
(c) Tixoconformada (d) Laminada convencionalmente
Figura 5.61. Curvas de re-estampagem relativas ao Estágio 3º como indicadas.
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
1,4
1,6
1,8
2
0 1020304050
Carga(kN)
Te mp o (s )
0
0,2
0,4
0,6
0,8
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s )
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
0 1020304050
Carga(kN)
Te mp o (s )
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s )
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
1,4
1,6
1,8
0 1020304050
Carga(kN)
Te mp o (s )
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s )
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
1,4
0 1020304050
Carga(kN)
Te mp o (s )
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s )
Capítulo 5
186
(a) Semi-sólida fundida (b) Semi-sólida fundida laminada
(c) Tixoconformada (d) Laminada convencionalmente
Figura 5.62. Curvas de re-estampagem relativas ao Estágio 3º como indicadas.
5.4.12 Operação de estiramento (ironing) dos copos estampados das ligas
Pb-50%Sn e Sn-37%Pb
Neste processo a espessura da parede do recipiente produzido pela operação de
estiramento (ironing), é reduzida e o comprimento aumentado. Isto ocorre devido à folga
entre o punção e a matriz ser menor do que a espessura do copo obtido na operação de
estampagem profunda. O recipiente é conformado inicialmente por uma estampagem
convencional. A Figura 5.63 mostra o esquema da operação de estiramento (ironing).
Durante o estiramento, o material é reduzido na sua espessura de t
n
a t
n+1
. O recipiente
mantém o mesmo diâmetro interno e também a espessura do fundo do copo. Como resultado,
o recipiente fica mais profundo em virtude do estiramento.
A força necessária para o estiramento compõe-se praticamente de duas forças: 1. a força
requerida para a conformação plástica ideal; e 2. a força para superar o atrito na interface
copo/matriz. A Equação (5.3) mostra a força necessária para o estiramento. O coeficiente de
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
1,4
1,6
1,8
2
2,2
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s)
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s)
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s)
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
0 1020304050
Carga(kN)
Te m p o (s)
Capítulo 5
187
eficiência n
c
(0 < n
c
< 1) considera o efeito do atrito, (KLAUS, 1973, p.213). A eficiência de
conformação (n
c
) se situa entre 30 e 40% aproximadamente (KLAUS, 1973, p.213). Neste
trabalho, o valor da eficiência de conformação (n
c
) foi adotado igual a 35%.
(5.3)
onde
n
F
é a força de estiramento,
u
σ
é a tensão de resistência a tração,
n
A
área do copo antes
do estiramento e
1+n
A
é a área final do copo estirado.
A Tabela 5.6 mostra os valores empregados para estimar a carga de estiramento
(ironing), empregando a Equação (5.3), para os copos estampados das ligas Pb-50%Sn e
Sn-37%Pb.
Figura 5.63. Processo de estiramento do copo ou ironing. Espessuras do copo estampado e
estirado são respectivamente
n
t
e
1+n
t
.
p
D
é o diâmetro interno do copo.
Capítulo 5
188
Tabela 5.6. Dimensões do punção e das matrizes para a operação de estiramento e as
propriedades mecânicas das respectivas ligas utilizadas no experimento.
Matriz
Diâmetro da
matriz (mm)
Diâmetro do
punção (mm)
Sn-37%Pb Pb-50%Sn
Tensão de
resistência
UTS** (MPa)
Tensão de
escoamento
Y** (MPa)
Tensão de
resistência
UTS* (MPa)
Tensão de
escoamento
Y* (MPa)
1 23,2
20,4 52 33 42 33
2 22,4
3 21,8
4 21,6
*Dados obtidos do ASM Handbook (1990) vol.2, pp. 550. **American Institute of
Physics Handbook (1972), pp. 57.
A Figura 5.64 mostra os copos resultantes dos testes de estampagem profunda e
estiramento (ironing) da liga Sn-37%Pb, a uma velocidade de 0,4 mm/s. A deformação
verdadeira total na espessura na operação de estiramento (ironing) é de 92 %
aproximadamente. As folhas para produzir as latas de alumínio da série 3004 (Si - 0,30%, Fe
– 0,70%, Cu – 0,25%, Mn – 1,0 – 1,5%, Mg – 0,8 – 1,3%, Zn – 0,25%) tem uma espessura
inicial de 0,3 mm e após a operação de estiramento (ironing) apresenta uma espessura de
0,10 mm aproximadamente, (POLMEAR, 1995, p.150). A deformação total verdadeira na
espessura é em torno de 100%, muito próxima da deformação verdadeira realizada na
operação de estiramento (ironing) deste trabalho (92%).
Figura 5.64. Copos obtidos através da estampagem profunda e estiramento das tiras semi-
sólidas fundidas a 220 °C (a), semi-sólida fundida laminada (b), tixolaminada a 240 °C (c) e
laminada convencionalmente (d). Exemplo da seqüência da operação de estiramento (e).
Capítulo 5
189
Os copos metálicos estirados apresentaram irregularidades na borda a qual deve ser
usinada em uma etapa da fabricação. Alguns copos mostram, após o estiramento, uma borda
maior do que a outra, vide Figura 5.64 (d). Tal defeito pode ser atribuído a um possível
movimento lateral do punção devido à folga de fixação no cabeçote da prensa hidráulica
produzindo uma leve excentricidade do punção durante o experimento.
Os copos estirados empregando a liga Pb-50%Sn apresentaram boa conformabilidade,
comparáveis com o copo obtido por laminação convencional, Figura 5.65. Porém, verificou-se
a formação de orelhas e os defeitos de borda nos copos estirados, como analisados
anteriormente. Pequenas trincas causadas pelas tensões longitudinais na parede do copo
estirado são mostradas na Figura 5.66. Estas podem ser causadas pela superfície grosseira nos
estágios transientes. O óxido/escória pode gerar defeitos superficiais que prejudicam a
posterior conformação da tira. Então, estas regiões das tiras metálicas não são apropriadas
para deformação plástica.
Figura 5.65. Copos obtidos através da estampagem profunda e estiramento (ironing) das tiras
semi-sólida fundida Pb-50%Sn (a), semi-sólida fundida laminada (b), tixolaminada (c) e
laminada convencionalmente (d). O diâmetro externo dos copos estirados é de
aproximadamente de 21,6 mm.
Figura 5.66. Rasgamento na parede do copo estirado devido à presença de óxido de Pb/Sn na
tira metálica.
Capítulo 5
190
5.4.13 Comparação entre as cargas teóricas e experimentais para a
operação de estiramento da liga Pb-50%Sn
Os valores da carga teórica da operação de estiramento são calculados a partir da
Equação (5.3) e empregando os dados da Tabela 5.6 para as ligas Pb-50%Sn e Sn-37%Pb,
para comparar com os dados experimentais nas condições: 1. semi-sólida fundida (T.S.F.), 2.
semi-sólida fundida laminada (T.S.F.L.), 3. tixolaminada (T.T.) e 4. laminada
convencionalmente (T.L.C.).
Matriz 1
A espessura da parede do copo na estampagem profunda é levemente aumentada em
relação à espessura do disco metálico (blank), devido às tensões circunferenciais atuantes no
flange. A primeira matriz de estiramento apenas tem a função de ajustar o diâmetro interno do
punção (20,4 mm), sem alterar praticamente a espessura da parede do copo, veja a Figura 5.64
(e). Entretanto, uma pequena deformação plástica em torno de 0,03 ocorreu, Figura 5.67.
Condições
da tira
Espessura*
(mm)
Deformação
(ε)
Força de estiramento
(Equação (5.3))
Força de
estiramento
experimental
(kN)*
Resistência
UTS (kN)
Escoamento
Y (kN)
T.S.F. 1,43±0,10 0,02 0,27 0,21 0,30±0,03
T.S.F.L. 1,44±0,24 0,03 0,36 0,28 0,37±0,12
T.T. 1,44±0,35 0,03 0,36 0,28 0,37±0,07
T.L.C. 1,45±0,22 0,04 0,45 0,35 0,48±0,43
Figura 5.67. Comparação da carga teórica e experimental relativo à Matriz 1 de estiramento
(*Três amostras com 95% de confiabilidade).
0,00
0,10
0,20
0,30
0,40
0,50
0,60
Resistência - UTS Escoamento - Y Experimental
Carga (kN)
Matriz 1 Pb50%Sn
T. S . F. T. S . F. L . T. T. T. L . C .
Capítulo 5
191
Matriz 2
A partir da segunda matriz, as espessuras da parede do copo para o estiramento seguem
naturalmente a folga entre o punção e a matriz. Assim, as forças calculadas pela Equação
(5.3) são iguais para cada condição (semi-sólida, semi-sólida fundida laminada, tixolaminada
e laminada convencionalmente), uma vez que a eficiência de conformação também não se
modifica, Figuras 5.68, 5.69 e 5.70. Por outro lado, os dados experimentais variam, para cada
condição analisada (laminação convencional e não convencional), devido a possíveis
alterações na espessura, no coeficiente de atrito e no alinhamento entre o punção e a matriz de
estiramento. A deformação verdadeira na Matriz 2 foi de 0,35 aproximadamente.
Condições
da tira
Espessura
(mm)
Deformação
(ε)
Força de estiramento
(Equação (5.3))
Força de
estiramento
experimental
(kN)*
Resistência
UTS (kN)
Escoamento
Y (kN)
T.S.F. 1,00 0,35 3,01 2,36 2,15±0,87
T.S.F.L. 1,00 0,35 3,01 2,36 3,01±0,51
T.T. 1,00 0,35 3,01 2,36 2,82±0,60
T.L.C. 1,00 0,35 3,01 2,36 2,60±0,12
Figura 5.68. Comparação da carga teórica e experimental relativo à Matriz 2 de estiramento
(*Três amostras com 95% de confiabilidade).
0,00
0,50
1,00
1,50
2,00
2,50
3,00
3,50
Resistência - UTS Escoamento - Y Experimental
Carga (kN)
Matriz 2 Pb50%Sn
T.S .F. T. S . F. L . T. T. T. L . C .
Capítulo 5
192
Matriz 3
Com o prosseguimento da deformação plástica por estiramento a espessura
naturalmente diminui e assim a carga necessária também diminui para o mesmo grau de
deformação aplicada, Figura 5.69. Esta observação está de acordo com a trefilação de arames
metálicos (LIMA FILHO et al., 2006).
Condições
da tira
Espessura
(mm)
Deformação
(ε)
Força de estiramento
(Equação (5.3))
Força de
estiramento
experimental
(kN)*
Resistência
UTS (kN)
Escoamento
Y (kN)
T.S.F. 0,70 0,37 2,17 1,70 2,37±0,26
T.S.F.L. 0,70 0,37 2,17 1,70 2,19±0,41
T.T. 0,70 0,37 2,17 1,70 2,22±0,51
T.L.C. 0,70 0,37 2,17 1,70 1,81±0,18
Figura 5.69. Comparação da carga teórica e experimental relativo à Matriz 3 de estiramento
(*Três amostras com 95% de confiabilidade).
Matriz 4
A Figura 5.70 mostra que a carga medida experimentalmente, teve um grande aumento
devido à excentricidade entre a matriz e o punção na última operação de estiramento,
aparentemente provocado pela irregularidade na espessura por deformações variadas, Figura
5.65. Considerando que não haja variação de espessura ao longo da parede do copo causada
pela excentricidade do conjunto punção/matriz, a Equação (5.3) pode ser usada para estimar a
força necessária para a operação de estiramento.
0,00
0,50
1,00
1,50
2,00
2,50
Resistência - UTS Escoamento - Y Experimental
Carga (kN)
Matriz 3 Pb50%Sn
T.S .F. T. S . F. L . T. T. T. L . C .
Capítulo 5
193
Condições
da tira
Espessura
(mm)
Deformação
(ε)
Força de estiramento
(Equação (5.3))
Força de
estiramento
experimental
(kN)*
Resistência
UTS (kN)
Escoamento
Y (kN)
T.S.F. 0,60 0,16 0,79 0,62 1,90±0,34
T.S.F.L. 0,60 0,16 0,79 0,62 1,60±0,49
T.T. 0,60 0,16 0,79 0,62 1,41±0,32
T.L.C. 0,60 0,16 0,79 0,62 1,20±0,27
Figura 5.70. Comparação da carga teórica e experimental relativo à Matriz 4 de estiramento
(*Três amostras com 95% de confiabilidade).
5.4.14 Curvas de carregamento experimental para a liga Pb-50%Sn
As Figuras 5.71, 5.72, 5.73 e 5.74 mostram os perfis das curvas de estiramento da liga
Pb-50%Sn obtidas pelo sistema de aquisição de sinais e dados. Para cargas relativamente
pequenas, ou seja, para pequenas deformações, o sinal obtido sofreu interferência externa ao
sistema. Um aterramento do sistema de aquisição de sinais e dados foi feito para minimizar a
interferência externa. Assim, a partir da terceira matriz uma pequena distorção do sinal
ocorreu. Este é um grande problema quando se trabalha com cargas relativamente pequenas,
pois maior é a interferência no sinal elétrico medido.
Além disso, para um tempo maior do que 50 s, como já discutido, o fundo de escala do
osciloscópio digital, não permite a aquisição da curva até o final do estiramento do copo,
Figura 5.74.
0,00
0,50
1,00
1,50
2,00
Resistência - UTS Escoamento - Y Experimental
Carga (kN)
Matriz 4 Pb50%Sn
T. S . F. T. S . F. L . T. T. T. L . C .
Capítulo 5
194
(a) Semi-sólida fundida (T.S.F.) (b) Semi-sólida fundida e laminada (T.S.F.L.)
(c) Tixolaminada (T.T.) (d) Laminada convencionalmente (T.L.C.)
Figura 5.71. Curvas de carregamento relativo à Matriz 1 de estiramento.
(a) Semi-sólida fundida (T.S.F.) (b) Semi-sólida fundida e laminada (T.S.F.L.)
(c) Tixolaminada (T.T.) (d) Laminada convencionalmente (T.L.C.)
Figura 5.72. Curvas de carregamento relativo à Matriz 2 de estiramento.
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s )
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s )
0
0,5
1
1,5
2
2,5
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
3,5
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s )
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s )
Capítulo 5
195
(a) Semi-sólida fundida (T.S.F.) (b) Semi-sólida fundida e laminada (T.S.F.L.)
(c) Tixolaminada (T.T.) (d) Laminada convencionalmente (T.L.C.)
Figura 5.73. Curvas de carregamento relativo à Matriz 3 de estiramento.
(a) Semi-sólida fundida (T.S.F.) (b)Semi-sólida fundida e laminada (T.S.F.L.)
(c) Tixolaminada (T.T.) (d) Laminada convencionalmente (T.L.C.)
Figura 5.74. Curvas de carregamento relativo à Matriz 4 de estiramento.
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,5
1
1,5
2
2,5
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s )
0
0,5
1
1,5
2
2,5
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,5
1
1,5
2
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s )
0
0,5
1
1,5
2
2,5
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,5
1
1,5
2
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,5
1
1,5
2
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,5
1
1,5
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
Capítulo 5
196
5.4.15 Comparação entre as cargas teóricas e experimentais para a
operação de estiramento da liga Pb-37%Sn
As Figuras 5.75, 5.76, 5.77 e 5.78 comparam as cargas máximas de estiramento
medidas experimentalmente e estimadas pela Equação (5.3) para a liga Pb-37%Sn
processadas nas mesmas situações da liga Pb-50%Sn, anteriormente analisada. A tensão de
resistência é de aproximadamente 24% maior em relação à liga Pb-50%Sn e por sua vez, a
tensão de escoamento é consideravelmente próximo a essa liga, Tabela 5.6. Assim, a
diferença é que para calcular a força no estiramento (ironing), a Equação (5.3), apresenta uma
forte dependência das dimensões, das propriedades mecânicas do copo e da eficiência na
conformação.
Matriz 1
Nesta etapa, o diâmetro interno do copo é ajustado no diâmetro do punção para seguir o
processo de estiramento. Assim, somente o diâmetro externo diminui. A espessura do copo da
tira semi-sólida fundida exige maior esforço para conformação plástica devido à maior
espessura da tira em relação às outras tiras processadas, vide a Equação (5.3) e Figura 5.75.
Condições
da tira
Espessura*
(mm)
Deformação
(ε)
Força de estiramento
(Equação (5.3))
Força de
estiramento
experimental
(kN)*
Resistência
UTS (kN)
Escoamento
Y (kN)
T.S.F. 1,53±0,29 0,09 1,42 0,90 1,78±0,11
T.S.F.L. 1,43±0,32 0,02 0,34 0,21 0,31±0,17
T.T. 1,45±0,22 0,04 0,56 0,35 0,46±0,11
T.L.C. 1,43±0,38 0,02 0,34 0,21 0,54±0,09
Figura 5.75. Comparação da carga teórica e experimental relativo à Matriz 1 de estiramento
(*Três amostras com 95% de confiabilidade).
0
0,5
1
1,5
2
Resistência - UTS Escoamento - Y Experimental
Carga (kN)
Matriz 1 Pb37%Sn
T. S . F. T. S . F. L . T. T. T. L . C .
Capítulo 5
197
Matriz 2
A espessura do copo nesta etapa sofre uma maior deformação plástica comparada com a
Matriz 1, e assim, maior esforço de conformação é exigido para cada condição da tira
fabricada (laminada convencionalmente e não convencionalmente), Figura 5.76. Os copos
estirados nessa matriz tendem a apresentar, aproximadamente, a mesma espessura.
Condições
da tira
Espessura
(mm)
Deformação
(ε)
Força de estiramento
(Equação (5.3))
Força de
estiramento
experimental
(kN)*
Resistência
UTS (kN)
Escoamento
Y (kN)
T.S.F. 1,00 0,35 3,72 2,36 3,90±0,15
T.S.F.L. 1,00 0,35 3,72 2,36 3,11±0,31
T.T. 1,00 0,35 3,72 2,36 3,81±0,54
T.L.C. 1,00 0,35 3,72 2,36 4,19±0,23
Figura 5.76. Comparação da carga teórica e experimental relativo à Matriz 2 de estiramento
(*Três amostras com 95% de confiabilidade).
Matriz 3
A Figura 5.77 compara as cargas teóricas e experimentais para as tiras processadas. Os
resultados experimentais estão levemente acima dos valores calculados pela Equação (5.3) e
estão cada vez mais próximos para as diversas condições de processamento das tiras
(laminação convencional e não convencional). Isto é uma forte indicação que a espessura
tende a se igualar neste estágio de processamento, devido à elevada deformação plástica do
copo no diâmetro da matriz, em torno de 37%.
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
3,5
4
4,5
Resistência - UTS Escoamento - Y Experimental
Carga (kN)
Matriz 2 Pb37%Sn
T.S .F. T. S . F. L . T. T. T. L . C .
Capítulo 5
198
Condições
da tira
Espessura
(mm)
Deformação
(ε)
Força de estiramento
(Equação (5.3))
Força de
estiramento
experimental
(kN)*
Resistência
UTS (kN)
Escoamento
Y (kN)
T.S.F. 0,70 0,37 2,68 1,70 3,36±0,37
T.S.F.L. 0,70 0,37 2,68 1,70 3,21±0,60
T.T. 0,70 0,37 2,68 1,70 3,02±0,17
T.L.C. 0,70 0,37 2,68 1,70 3,01±0,32
Figura 5.77. Comparação da carga teórica e experimental de relativo à Matriz 3 de
estiramento (*Três amostras com 95% de confiabilidade).
Matriz 4
A menor folga entre a matriz e o punção, neste caso, a excentricidade do conjunto,
afetou a força de estiramento, Figura 5.78. A Equação (5.3) estima a carga de estiramento
para os copos com espessura da parede constante e um perfeito alinhamento no conjunto
matriz e punção. Assim, considerando a deformação uniforme na espessura do copo a
Equação (5.3) pode calcular a carga de estiramento.
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
3,5
4
Resistência - UTS Escoamento - Y Experimental
Carga (kN)
Matriz 3 Pb37%Sn
T.S .F. T. S . F. L . T. T. T. L . C .
Capítulo 5
199
Condições
da tira
Espessura
(mm)
Deformação
(ε)
Força de estiramento
(Equação (5.3))
Força de
estiramento
experimental
(kN)*
Resistência
UTS (kN)
Escoamento
Y (kN)
T.S.F. 0,60 0,16 0,98 0,62 2,84±0,54
T.S.F.L. 0,60 0,16 0,98 0,62 2,67±0,35
T.T. 0,60 0,16 0,98 0,62 2,59±0,52
T.L.C. 0,60 0,16 0,98 0,62 2,58±0,28
Figura 5.78. Comparação da carga teórica e experimental de estiramento relativo à Matriz 4
(*Três amostras com 95% de confiabilidade).
5.4.16 Curvas de carregamento experimental para a liga Sn37%Pb
As Figuras 5.79, 5.80, 5.81 e 5.82 mostram as curvas de carga versus o tempo para a
liga Sn-37%Pb para cada condição de processamento da tira (semi-sólida fundida, semi-sólida
fundida laminada, tixoconformada e laminada convencionalmente). As curvas de estiramento
apresentam as mesmas características vistas para a liga Pb-50%Sn.
À medida que a espessura do copo diminui a altura do copo aumenta, dificulta a
aquisição da carga pelo tempo do processamento, empregando o osciloscópio digital, Figura
5.82.
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
Resistência - UTS Escoamento - Y Experimental
Carga (kN)
Matriz 4 Pb37%Sn
T.S .F. T. S . F. L . T. T. T. L . C .
Capítulo 5
200
(a) Semi-sólida fundida (T.S.F.) (b) Semi-sólida fundida e laminada (T.S.F.L.)
(c) Tixolaminada (T.T.) (d) Laminada convencionalmente (T.L.C.)
Figura 5.79. Curvas de carregamento relativo à Matriz 1 de estiramento.
(a) Semi-sólida fundida (T.S.F.) (b) Semi-sólida fundida e laminada (T.S.F.L.)
(c) Tixolaminada (T.T.) (d) Laminada convencionalmente (T.L.C.)
Figura 5.80. Curvas de carregamento relativo à Matriz 2 de estiramento.
0
0,5
1
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2
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
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Carga (kN)
Tempo (s )
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Carga (kN)
Tempo (s)
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0,4
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Carga (kN)
Tempo (s )
0
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0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
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Carga (kN)
Tempo (s )
0
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0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
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1
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2
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3
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0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s )
Capítulo 5
201
(a) Semi-sólida fundida (T.S.F.) (b) Semi-sólida fundida e laminada (T.S.F.L.)
(c) Tixolaminada (T.T.) (d) Laminada convencionalmente (T.L.C.)
Figura 5.81. Curvas de carregamento relativo à Matriz 3 de estiramento.
(a) Semi-sólida fundida (T.S.F.) (b) Semi-sólida fundida e laminada (T.S.F.L.)
(c) Tixolaminada (T.T.) (d) Laminada convencionalmente (T.L.C.)
Figura 5.82. Curvas de carregamento relativo à Matriz 4 de estiramento.
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Carga (kN)
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3
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Carga (kN)
Tempo (s )
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3
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0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
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0,5
1
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2
2,5
3
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0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s )
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s )
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s)
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
0 1020304050
Carga (kN)
Tempo (s )
Capítulo 6
202
Capítulo 6
6 Conclusões e sugestões para trabalhos futuros
As conclusões baseiam-se nos resultados experimentais, obtidos nos tratamentos
realizados no processo de laminação de tiras no estado semi-sólido e na caracterização
mecânica. No final do capitulo apresenta as sugestões para os trabalhos futuros.
6.1 Processo de laminação de tiras no estado semi-sólido
Esse trabalho possibilitou a obtenção de tiras metálicas diretamente a partir do material
fundido utilizando o laminador duo e calha de resfriamento para a produção do material semi-
sólido. Na obtenção de tiras metálicas do estado semi-sólido ocorre uma redução de
acionamento comparado com os processos convencionais de laminação e não há necessidade
de estruturas muito rígidas do laminador. É um processo mais rápido, pois elimina etapas
oriundas da laminação convencional.
Atualmente, a tecnologia de fabricação de tiras metálicas diretamente do estado líquido
é economicamente viável, principalmente para as ligas de alumínio devido o elevado gasto de
energia inerente à produção de alumínio. O grande potencial desse novo processamento é a
economia de energia e a eliminação de etapas intermediárias necessárias à conformação
plástica a quente e a frio dos metais e ligas metálicas, garantindo então, alta produtividade.
Além disso, o espaço físico necessário para instalação das cadeiras de laminação, alto custo
de operação e a manutenção periódica são reduzidos. Este processamento em um futuro breve
poderá substituir o lingotamento contínuo aplicado em produtos ferrosos e não-ferrosos para
posteriores processamentos termomecânicos.
A quantidade variada de fatores envolvidos pode gerar inúmeros defeitos na tira
laminada como trincas superficiais e laminação não contínua. Desse modo, a dificuldade de
controle do processo para a obtenção do produto desejado restringe ainda esse método de
fabricação. Neste contexto, para ser competitiva no mercado, pelo menos, a tixolaminação e a
solidificação rápida de tiras têm por finalidade produzir uma tira metálica com qualidade
metalúrgica igual ou superior ao material laminado a quente.
Capítulo 6
203
A velocidade dos cilindros tem influência direta na espessura e na qualidade da tira.
Quanto maior a velocidade dos cilindros menor será a espessura da tira obtida e geração de
defeitos, por exemplo, espessura irregular e até mesmo a formação de furos ao longo da tira.
A velocidade de 0,25 m/s, a menor do laminador, foi escolhida para processamento. Então,
para maior produtividade é necessário a utilização de cilindros de cobre, e um sistema
eficiente de refrigeração, para aumentar a velocidade de fabricação da tira.
Verificou-se que as trincas se intensificavam quando ocorria a tixolaminação das tiras
metálicas para espaçamento entre os cilindros abaixo de 1 mm. Além disso, um bom
paralelismo entre os cilindros não foi observado para uma distância de afastamento em torno
de 0,5 mm. Então, a distância entre cilindros de 1,2 mm foi escolhida para a tixolaminação.
Esta distância está relacionada para uma espessura da tira fundida em torno de 1,5 mm.
A temperatura do bocal de acoplamento junto ao cilindro inferior deve garantir o
mínimo de variação da temperatura do metal semi-sólido para evitar a sua pré-solidificação do
material e permite que a diminuição da largura da tira em relação ao bocal durante o
processamento.
O uso do removedor de escória/óxido no bocal de acoplamento minimiza o arraste
desses materiais na face da tira voltada para a atmosfera. Isto possibilitou obter um material
tixolaminado de melhores propriedades mecânicas.
O controle estático de vazamento usando uma panela intermediária (tundish) em forma
de duas câmaras, as quais agem como barreiras internas, impedem o transporte de impurezas e
garantem um fluxo de fundido mais uniforme durante o vazamento da liga metálica na calha
de nucleação do semi-sólido.
É de fundamental importância controlar a rugosidade superficial dos cilindros de
laminação para melhorar o acabamento superficial e minimizar os defeitos como trincas e
assim manter a continuidade da tira.
Ligas de alto intervalo de solidificação apresentam maior dificuldade para ser
tixolaminadas. Assim, a solução seria obter tiras semi-sólidas fundidas dessas ligas, isenta de
escória, para ser encaminhadas em linha a um laminador duo para ser laminadas a quente para
Capítulo 6
204
posterior redução e acabamento superficial. Assim, combinaria uma máquina de produção de
tiras solidificadas rapidamente com uma cadeira de laminação a quente. O tratamento termo-
mecânico poderia ser feito levando a uma ampla variedade das propriedades sem modificar a
composição química da liga metálica.
A granulação fina tende teoricamente a evitar os defeitos observados da liga Pb-30%Sn.
Então uma inoculação antes do vazamento deve ser feita para obter uma tira tixolaminada de
boa qualidade para ligas de alto intervalo de solidificação. O enxofre foi o agente inoculante
aplicado. Entretanto, devido a sua baixa ação como agente nucleante, a tira metálica da liga
Pb-30%Sn não foi produzida continuamente como esperado. Assim, os próximos
experimentos foram realizados sem a presença de inoculante.
À medida que aproxima do ponto eutético obtém-se uma granulação mais fina devido
ao menor intervalo de solidificação da liga. Isto possibilitaria uma maior homogeneização dos
microconstituintes ao longo da espessura da tira para uma posterior conformação mecânica. A
plasticidade das pastas metálicas necessária para a tixoconformação pode estar relacionada
com a distribuição morfológica das fases presentes. As microestruturas eutéticas regulares
sendo substituídas pela formação de zonas esferoidais finas de fase α e β, tornam a pasta
metálica com maior característica tixotrópica. Assim, para liga Pb-50%Sn a temperatura de
vazamento de 280 °C a 325 °C e velocidade dos cilindros de 15 m/min permitiram a produção
das tiras na condição fundida e tixoconformada de forma contínua com mínimo de defeitos.
Para a liga Sn-37%Pb próximo ao ponto eutético a velocidade dos cilindros de 15
m/min e temperatura de vazamento entre 220 °C a 260 °C foram condições de processamento
adequadas para a fabricação de tiras semi-sólidas fundidas e tixolaminadas. O controle para a
tixolaminação para a liga empregada Sn-37%Pb deve ser mais rigoroso para obter uma tira
contínua no início do processamento devido à curvatura da tira no início do processamento.
Esta curvatura pode ser atribuída ao rápido resfriamento da tira devido ao elevado gradiente
térmico, pois o cilindro se encontrava na temperatura ambiente. À medida que a temperatura
do cilindro ia aumentando, a tira tixolaminada passou a ser contínua. Entretanto, devido à
elevada fluidez da liga Sn-37Pb próxima ao ponto eutético, maior tempo de contato com o
cilindro inferior para a solidificação completa deve ser promovida.
Capítulo 6
205
6.2 Caracterização mecânica
Os copos metálicos obtidos a partir dos discos metálicos (blanks) das tiras metálicas
laminadas convencionalmente ficam mais propensos a formação de orelhas, assim, conclui-se
que este material nesta condição apresenta uma anisotropia planar, ao contrário, dos outros
copos metálicos produzidos com a técnica da tixolaminação e cilindro único que apresentam
uma tendência de ser isotrópico, motivo pelo qual se tem uma melhor estampabilidade e
menor perda de material na operação de usinagem. Entretanto, as tiras semi-sólidas fundidas
como foi demonstrada, não são adequadas para a conformação mecânica devido a
ramificações dendríticas formadas e sendo mais grosseiras na face rugosa da tira voltada para
atmosfera.
No exame microscópio óptico verificou-se que a tira laminada apresenta uma
microestrutura orientada que causou a anisotropia do material, já os copos produzidos a partir
de tiras fundidas, fundidas laminadas ou tixoconformadas tende a ser mais isotrópicos,
conseqüentemente a formação de orelhas é minimizada.
O aperto do anti-rugas (blankholder) deve garantir uma pressão constante e suficiente
para a produção de copos metálicos, pois um aperto excessivo resulta em copos defeituosos
geralmente com o arrancamento do fundo e, um afrouxamento do mesmo resulta em rugas nas
bordas dos copos metálicos como foi visto. Isso ocorre geralmente com os discos (blanks) da
tira fundida. Conseqüentemente, para maior eficiência do anti-rugas, a tira selecionada deve
ter uma superfície plana e espessura uniforme, para menor perda de material em uma
produção em série.
O acúmulo de óxido/escória na tira após o processamento do material semi-sólido
prejudica a operação de conformação mecânica gerando uma deformação irregular, provocado
pelo efeito de concentração de tensão, e assim, maior é a ocorrência de falha do material na
operação de estampagem.
Na estampagem dos copos metálicos (blanks), a força estimada pela Equação (5.1)
aproxima-se dos valores experimentais se calculados a partir da tensão de escoamento do
material. Por outro lado, a força de estampagem é superestimada empregando a máxima
Capítulo 6
206
resistência a tração do material uma vez que a força máxima é suportada pela tensão
distribuída na parede do copo.
A Equação
(5.2) para a re-estampagem apresenta uma boa aproximação se comparadas com
as forças obtidas experimentalmente. Entretanto no último estágio devido o aumento da espessura
do copo, pode ocorrer o estiramento da parede e a carga experimental pode aumentar
significativamente.
Na operação de estiramento (ironing), a carga estimada a partir da Equação (5.3) é
importante levar em conta o alinhamento ideal do conjunto matriz-punção. Assim, à medida
que a espessura da parede do copo diminui no decorrer do processo de estiramento, a
excentricidade do conjunto matriz-punção gera uma componente que influencia a carga
medida experimentalmente.
Neste trabalho, foi possível conhecer toda etapa de processo de fabricação a partir do
fundido com a obtenção das tiras fabricadas por métodos convencionais e não convencionais,
até a manufatura do produto final no processo de estampagem profunda e estiramento
(ironing).
6.3 Trabalhos futuros
As ligas de chumbo-estanho empregadas neste trabalho possibilitarão o processamento
de tiras metálicas obtidas diretamente do estado líquido e simular outras ligas metálicas de
mais altas temperaturas de fusão como, por exemplo, as ligas de alumínio.
Fazer uma simulação numérica do processo de cilindro único (single roll) e cilindros
duplos (twin roll) para verificar a influência das condições de resfriamento metal/molde na
microestrutura da tira processada.
Obter tiras de compósito em matriz metálica utilizando o processamento de
tixolaminação, e estudar os efeitos das condições de processamento tais como: temperatura de
processamento da liga empregada, velocidade dos cilindros e a técnica de inserção do reforço
na tira.
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Anexo A
219
ANEXO A - Desenho da ferramenta da matriz de corte, matriz de estampagem, matriz de
estiramento (ironing), suporte para célula de carga, base das matrizes, suporte do punção na
prensa, e a lingoteira.
Anexo A
220
Anexo A
221
Anexo A
222
Anexo A
223
Anexo A
224
Anexo A
225
Anexo A
226
Anexo A
227
Anexo A
228
Anexo A
229
Anexo A
230
Anexo A
231
Anexo A
232
Anexo B
233
ANEXO B - Premiação relativa ao trabalho desenvolvido.
Anex
o
o
B
234
Anexo B
235
Anexo B
236
Anexo C
237
ANEXO C - Artigos publicados em anais, revistas e apresentados em congressos nacionais e
internacionais.
ILHA SOLTEIRA
XII Congresso Nacional de Estudantes de Engenharia Mecânica - 22 a 26 de agosto de 2005 - Ilha Solteira - SP
Paper CRE05-PF24
LAMINAÇÃO DE TIRAS METÁLICAS NO ESTADO SEMI-SÓLIDO
Márcio I. Yamasaki e Antonio de P. L. Filho
UNESP, Faculdade de Engenharia de Ilha Solteira, Departamento de Engenharia Mecânica.
Avenida Brasil, 56, Bairro Centro, Caixa Postal 31, CEP 15385-000, Ilha Solteira, SP.
E-mail para correspondência: miya[email protected].br
Introdução
O processamento mecânico das ligas metálicas no estado pastoso (tixoconformação) começou a ser
aplicado para a produção industrial ao final dos anos 80. Este processamento produz peças em apenas uma
etapa (single forming step). As propriedades mecânicas nas peças tixoconformadas (por exemplo, resistência
a tração) são melhores do que o processamento por fundição, (Koop and Shimahara, 2002).
A laminação de tiras metálicas no estado pastoso tem sido aplicada por Haga e Suzuki (2001), Haga
(2002), Lockyer et al. (1996). Esta técnica utiliza uma calha (cooling slope) sobre a qual é vazado o metal
fundido e produz a pasta semi-sólida que alimenta o laminador. O cilindro inferior arrasta a pasta metálica
que vai ser conformada pelo cilindro superior. Por outro lado, existem particularidades tais como: limitações
relativas aos tipos de ligas a serem laminadas, necessidade de tecnologia aplicada à extração de calor do
sistema, quantidade de variáveis envolvidas para obter o produto desejado (Haga et al., 2003 e Haga e
Suziki, 2003).
Esse trabalho de pesquisa visa a laminação de tira metálica de 1 mm de espessura aproximadamente no
laminador duo a uma velocidade de saída de 30m/min, a partir de pastas metálicas utilizando ligas de Pb-
40%; Sn-60%.
Procedimento experimental
Um laminador duo (Figura 1) foi adaptado para a laminação de tiras metálicas no estado pastoso,
empregando a liga Pb-40%; Sn-60%. As características do laminador e da liga metálica empregada estão
descritas na Tabela 1.
Não foi aplicado desmoldante na superfície dos
cilindros (superior e inferior), pois foi observado que o
esfriamento rápido fornecido pelo cilindro inferior
sobre o material pastoso, foi suficiente para que a tira
não aderisse nos cilindros durante o processamento. O
resfriamento do laminador ocorre naturalmente sem
interferência de agentes refrigerantes.
Figura 1 – Laminador duo adaptado para testes iniciais.
Tabela 1 – Condições experimentais.
Diâmetro: 105 mm
Comprimento: 101 mm
Material: Aço
Cilindro
Velocidade: 30 m/min
Material: Tijolo refratário poroso pintado com grafite
coloidal
Bocal
Dimensões internas: Altura - 57 mm; comprimento 55 mm; largura
40 mm
Material: Aço galvanizado
Dimensões: Comprimento - 600 mm; largura maior: 180
mm; largura menor:80 mm; ângulo de
dobramento da calha - Į: 90º
Inclinação: 60º
Calha de
resfriamento
Distância de contato do metal
líquido:
300 mm
Composição da liga: 60% Pb e 40% Sn
Temperatura de fusão: 235ºC
Material
utilizado
Temperatura de vazamento: 300ºC
O metal fundido (liga de Sn-60% e Pb-40%) é vazado a 300ºC na calha de resfriamento para obter a
pasta semi-sólida. A calha de resfriamento é basicamente construída de aço galvanizado, refrigerado
naturalmente. Estima-se uma fração sólida de 10 a 15% de acordo com Haga (2001). A pasta metálica é
depositada no bocal acoplado no cilindro inferior do laminador. Para a construção do bocal foi usada, tijolo
refratário pintado com uma camada grossa de grafite coloidal (Dycote DR 178) para impedir a aderência do
semi-sólido à superfície porosa do tijolo, possibilitando utilizar o mesmo bocal para diversos experimentos.
Resultado e Discussão
O aparato experimental possibilitou com sucesso a obtenção de tiras laminadas continuamente a partir
do estado líquido (veja Figura 2). Nas extremidades da superfície superior e região central da tira laminada
foram observados respectivamente um aspecto áspero e ondulações. Isto foi um indicativo que a superfície
superior da tira não foi conformada pelo cilindro superior. A camada superior semi-sólida é transportada pela
camada inferior já previamente solidificada em contato com o cilindro de resfriamento. Assim, a superfície
inferior da tira obteve o acabamento do cilindro inferior.
A utilização do bocal junto ao laminador inferior, possibilitou que a laminação da pasta metálica
proveniente da calha de resfriamento, ocorresse continuamente. Entretanto, no inicio do processo de
laminação foi observado que as tiras fragmentavam até se tornarem contínuas.
Superfície inferior da tira que entra em
contato com o cilindro de solidificação
Superfície superior da tira que entra em
contato com o cilindro de conformação
Produto obtido
Figura 2 – Aspecto da tira tixolaminada continuamente a 85 rpm (velocidade de saída da tira de 30m/min) a partir da
liga Pb-40%; Sn-60% fundida a 300ºC.
Conclusão
Esse trabalho possibilitou a obtenção de tiras metálicas diretamente a partir do fundido. É um processo
mais rápido que a laminação convencional e requer menos energia. Não há necessidade de solidificação do
material (lingotamento) para posterior processamento por conformação plástica a quente.
Agradecimentos.
Aos técnicos Marino e Edvaldo pelo suporte técnico, Prof. Edson pelas fotografias digitais, Sra.
Abigail, aos senhores Sílvio, Lourenço e Horlarbine da Cookson Electronics Brasil pela liga utilizada neste
trabalho e Sr. Fábio da Foseco Industrial e Comercial Ltda pelo desmoldante empregado.
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Evaluation of Strip Rolling Directly from the Semi-Solid State
Antonio de Pádua Lima Filho
1,a
and Márcio Iuji Yamasaki
1,b
1
UNESP-São Paulo State University – Departamento de Engenharia Mecânica; Av. Brasil Centro
56; Ilha Solteira, SP, CEP 15385-000, Brazil.
a
padua@dem.feis.unesp.br,
b
miyamasaki@aluno.feis.unesp.br
Keywords: Thixorolling, Strip casting, Roll casting, Solidification range
Abstract
The aim of this work is to study the s olidification condit ions necessary to produce good quality/low
defect metal alloy strip when thixorolling directly from the semi-solid state. To facilitate the study
lead/tin alloys were chosen for their rel
atively low operating temperat ure. The objective is to
extrapolate these findings to the higher temperature aluminium alloys. Three alloys (70%Pb-
30%Sn, 60%Pb-40%Sn, 50%Pb-50%wtSn) were used particularly to study the influence of the
solidification interval. The equipment consists of a
two roll mill arranged as an upper and lower
roller, where both rollers are driven at a controlled speed. The lower roller is fed with semi solid
alloy through a ceramic nozzle attached to the lower end of a cooling slope. Several types of nozzle
and their posi
tion at the roller were tested. This produced different solidifications and consequently
different finis hed strip. The alloys were first cast and t hen poured onto the cooling slope through a
tundish in order to create a continuous l
aminar flow of slurry and uniformity of metal strip quality.
The pouring was tested at different posit ions along the slope. The cooling slope was coated with
colloidal graphite to promote a smooth slurry flow and avoid the pr ob lem of adherence
and
premature solidification. The metallic slurry not only cools along the slope but is also initially
super-cooled to a mush by the lower roller whilst at room temperatures, thus enabling thixorolling.
It was als
o found that the nozzle position could be adjusted to enable t he upper roller to also
contribute to the solidification of the metallic slurry. However the rollers and the cooling slope
naturally heat up. Temperature distribution in these zones
was analysed by means of three
thermocouples positioned along t he cooling slope and a fourth in the base of the semi solid pool
within the nozzle. The objective being to design an optimum pouring and cooling system. The
formed strip was cooled down to room temperatu
re with a shower of water. Microstructures of the
thixorolling process were analysed. The differences in solidification conditions resulted in differing
qualities of finished strip and corresponding defect types , all of which are a
serious quality issue for
the rolled product.
Introduction
The mechanical processing of metallic alloys in the mushy state (thixoforming) only began to be
used for industrial production after 10 years of research. This proce
ssing produces pieces in just
one st ep (single forming step). The mechanical properties of thixoformed pieces (for example,
tensile strength) are better than for cast processing [1].
The thixorolling of metallic strips from the semi-solid state has
been used over the last years
because of the potential of producing rolled strips directly from the liquid phase [2,3]. This
technique uses a cooling slope onto which is poured the cast metal which cools to a semi-solid
mush that feeds t
he rolling mill. The lower roll drags the metallic mush and is then formed by the
upper roll. There are a number of issues such as: relative limitations on type of alloys that can be
used, the necessary technology needed to cool the system,
and the number of variables involved,
that must be considered in order to obtain an acceptable product [2,3].
However, metallic slurry rolling is simpler and saves energy consumption, since there is no
moulding of ingots required and no need for t
he installation of a secondary rolling mill. In
comparison, metallic strips are obtained continuously from molten metal alloys using rapid
solidification and thixorolling and no further reduction of the strip it is necessary. With this
Solid State Phenomena Vols. 116-117 (2006) pp. 433-436
online at http://www.scientific.net
© (2006) Trans Tech Publications, Switzerland
All rights reserved. No part of contents of this paper may be reproduced or transmitted in any form or by any means without the
written permission of the publisher: Trans Tech Publications Ltd, Switzerland, www.ttp.net. (ID: 200.145.244.206-11/06/07,13:55:33)
technology, metallic strips can be obtained containing highly metastable phases, different
compositions, and extremely fine microstructures. Notably, more complex metallic product can be
formed [4].
Furthermore, the problem of roll flattening becomes insignifica
nt as the material is in a semi-solid
state (low flow stress). Indeed, the force involved in thixorolling is much lower than that required
by traditional rolling which requires highly rigid parts and ver y large motors to provide the
necessary power.
Thixorolling m
achinery is therefore less specialized than that used for hot/cold rolling of steel or the
nonferrous metal industry and so less space and time is necessary for plant construction and labour
costs are lower. The pre
sent work shows a two-high mill modified for thixorolling of metallic alloy
strip employing three types of Pb/Sn alloys (70%Pb-30%Sn; 60%Pb-40%Sn and 50%Pb-50%Sn)
that show different s olidification ranges. This then facilitates study of the influence of the
solidification of the mush as it progr
esses onto the roll for a rolling speed of 28m/min. Three roll
gaps (1, 0.7 and 0.5mm) were chosen to study the processing regime during thixorolling.
Procedure
Preparation and instrumentation of two-high mill for thixorolling
A two-high mill was modified to roll me
tallic strip from the semi-solid state using Pb/Sn alloys (see
Fig. 1). The rolls (case-hardened steel with 105mm in diameter and 101mm in width) were painted
with colloidal graphite to prevent the strip adhering to their surface during processing.
The
cooling s lope which is necessary to produce rheocasted (slurry) material is set at an inclination
of approximately 60°, was instrumented with 3 thermocouples placed 100mm equidistant apart. The
location of the tundish on the cooling s lope was 240mm from the nozzle a
nd is placed in a metallic
support at the inferior roll. The nozzle was moulded in refractory material with a central hole for
thermocouple. Both cooling s lope and nozzle were also coated with colloidal graphite (Dycote DR
178) to prevent adherence of t
he metallic slurry/mush material.
Figure 1. Two-high mill in operation for
thixorolling.
A holed graphite cylinder was used to
accommodate a thermocouple that measures the
processing temperature at the lower roll. The
thermocouples used were t ype K, 6mm in
diameter and 200mm length. An int
erface (Pico
TC-08 IMPAC) captures on line the temperature
versus time during processing. An essent ial
maintenance trough was positioned at the exit of
the equipment to receive the fast moving
thixorolled strip, a characterist
ic of this process.
A continuous shower system cools the
thixorolled strip to room temperature and
facilitates the strip sliding down and along the
cooled trough.
Optical examination
Samples of thixorolled strip we
re sectioned and mounted in epoxy plugs for optical microscope
examination. These samples were ground, polis hed and etched in 5ml HNO
3
and 95ml ethyl alcohol
(Nital).
Results and discussion
Variation of the gap between rolls, speed and types of nozzle
The first trial, made with a distance between rolls of 1mm and at a s peed of 15m/min worked
partially, i.e. a sma
ll piece of strip was thixorolled but the rest of the 60%Pb-40%Sn alloy solidified
Semi-Solid Processing of Alloys and Composites434
prematurely within the nozzle. A second trial was made at a speed of 28m/min which maintained a
continuous rolling, Fig. 2. Note that as the gap between the rolls is decreased, defects occur, due to
the interaction of the plastically deforming mush/slu
rry with the non-elastically deforming rolls and
rolling mill. For thinner thixorolled strip the rolls need to b e parallel. Consequently without this, the
center of the strip is elongated more than the edges and central region is not properly formed.
Sh
ape problems continued to occur in this machine when rolling strip t hinner than 0.5mm. Even at
1mm thickness the strip was not formed by the superior roll. The next step was to use gap rolls of
0.7mm together with a new nozzle design moulded to supply fluid flow c
ontinuously and smoothly.
Roll speed 28m/min. From left to right, distance
between rolls: 1; 0,7; and 0,5mm.
20mm
Surface close of the first strip from left.
(a)
100mm
(b)
Figure 2. Left: Thixorolled strips of 60%Pb- 40%Sn alloys at 28m/min. Right: Nozzles employed.
Manufacturing and characterization of thixorolled strip with different Pb/Sn alloys and
0.7mm roll gap
Three type of Pb/Sn alloys were tested her e (70%Pb-30%Sn; 60%Pb-40%Sn; 50%Pb-50%Sn)
ha
ving different solidification ranges of 75°C, 56°C and 31°C respectively from phase diagram.
Hence, these alloys transform from liquid to s olid over a wide temperature interval. Alloys, which
have greater solidification intervals, show dendrite
s with large branches. Thus, the breakdown of
the strip in several parts seen at the beginning of processing for alloys with greater solidification
range, is due to the difficulty in maintaining sufficient plastic mush Fig. 3.
(a)
(b)
Figure 3. Final product from
thixorolling for 70%Pb -30%Sn
poured at 350°C showing strip slices
(a). A continuous strip is formed for
50%Pb-50%Sn poured at 300°C (b).
For all experiments the pouring flow
was 1.1x10
-5
m
3
/s.
The increase in width occurs due to
the vertical compression of the
metallic mush and elongation in the
rolling direction.
During thixorolling there is a short time during which the alloy consists of both solid and liquid.
The material a
long the cooling slope passes from a slurry to a metallic mush very quickly. The solid
grains form quickly on the lower roll surface due to thermal super-cooling. The thin solid shell like
material develops a certain strength, and drags
by surface t ension a sufficient amount of
slurry/mush material from the nozzle for forming by the upper roll. This assembly should have the
same velocity as the roll.
Depending on the mush solid/liquid fraction the upper layer should form a salien
ce in the rolling
direction as shown in Fig. 2a. The nozzle was pre-heated to 250°C to avoid early solidification and
Solid State Phenomena Vols. 116-117 435
kept at this temperature during processing (50s). The temperature of the lower roll and the cooling
slope were on average 69°C and 75°C respectively.
Rapid solidification that occurs at the beginning and end of proc essing produces strip without
fo
rming due to lack of sufficient mush state material. It is between these edges that an equilibrium
is maintained and production achieved.
Figure 4 shows a comparison of the quality and microstructure of the strip. As the solidificat
ion
range of the alloys used increased, it became more difficult to create a continuous thixorolling. In
this situation many cracks are generated on the strip surface. Edge cracking can be caused by
inhomogeneous deformation in the thickness
direction. The strip showed heavy reductions, so t hat
deformation extends through the thickness of the strip, with the centre tending to expand laterally
more than at the surfaces and producing barrelled edges. For 50%Pb-50%Sn alloy
the secondary
tensile stresses induced by the barrelling was not enough to exceed the plasticity of the mush and
produce any edge cracking. Transversal stringers of αPb and βSn phases banding are shown in Fig.
4. These defects can lead to reduce strength a
long the strip.
Initial condition (rapid solidification) Thixorolling
70%Pb-30%Sn
100μ
m
100μ
m
400μ
m
100μm
60%Pb-40%Sn
100
μm
100μm
100μ
m
50μm
50%Pb-50%Sn
25mm
100μm
50μm
40mm
100μ
m
50μm
Figure 4. Rolling transverse direction micrographies and strip surface achieved for the alloys as
indicated.
Summary
The speed of rolling, alloy solidification range and nozzle type are important factors in obtaining a
continuous thixorolling. This process can compete with the continuous tandem mill where large
tonnages are involved.
Acknowledgement
We are very grateful to the Cookson Electronics Brasil and Foseco for the alloys and colloidal
graphite used in this work respectively. Prof. Edmar for the Pico TC-08 IMPAC used. Nielsen Kann
for your kindness in the r evision of this text.
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METÁLICAS
1
Antonio de Pádua Lima Filho
2
Márcio Iuji Yamasaki
3
Suelen Cristina dos Santos
4
Leandro Akita Ono
4
Resumo
Um laminador duo irreversível foi modificado para produzir tiras metálicas de ligas de
Pb/Sn (70%Pb-30%Sn; 60%Pb-40%Sn; e 50%Pb-50%Sn) diretamente do estado
líquido a uma velocidade de 28m/min. Tiras de 1, 0,7 e 0,5mm de espessura foram
obtidas. A tira
de 1mm não foi conformada pelo cilindro superior, mas as tiras de 0,7
e 0,5 foram tixolaminadas. Esta última apresentou trincas no centro o que pode ser
atribuído ao abaulamento convexo excessivo dos cilindros para esta abertura.
Conseqüentemente,
a distância entre cilindros de 0,7mm foi e scolhida para
continuar o trabalho experimental. A liga 50%Pb-50%Sn tendo relativamente menor
intervalo de solidificação foi capaz de ser tixolaminada continuamente. Ao passo que
as outras ligas usadas formaram vários pedaços de
tiras. Este fenômeno pode ser
atribuído ao menor intervalo de solidificação que resulta em grãos com menor
ramificação dendrítica capaz de fornecer a pasta metálica plástica reofundida
necessária para a tixoconformação. Os cilindros, o bocal e
a calha de vazamento
foram pintados com grafite coloidal para evitar qualquer aderência do material das
ligas empregadas no estado líquido e semi-sólido. As microestruturas das tiras
obtidas foram investigadas.
Palavras-chave: Tixolaminação; Reofundição; Solidificação rápida; Tiras met
álicas.
EXPERIMENTAL STUDY ON THIXOROLLING OF METALLIC STRIPS
Abstract
A two-high roll mill was modified to produce Pb/Sn (70%Pb-30%Sn; 60%Pb-40%Sn; and
50%Pb-50%Sn) alloy metallic strip directly from the liquid state at a velocity of 28m/min. Roll
gaps of 1, 0.7 and 0.5mm were used to gauge the metallic strip. At a 1mm roll gap, the
upper
roll did not form strip, but strips of 0.7 and 0.5mm were able to be thixorolled. The latter
however, developed cracks in the centre of the strip which could be related to an unsuitable
degree of convex camber on the rolls for this gauge. Conse
quently, the 0.7mm roll gap was
chosen to continue the experimental work. The 50%Pb-50%Sn alloy having a relatively
narrow solidification range was then able to be thixorolled continuously, whereas the other
alloys with wider ranges could not. This phenomenon can be attributed to
the close
solidification range. The narrow solidification range leads to a grain with smaller dendritic
branches which are able to promote the rheocast plastic metallic mush necessary for
thixoforming. The rolls, nozzle and cooling slope were coated with colloidal graphite to avoid
any adherence of the liquid and semi-solid state metallic alloys. Microstructures of the strip
achieved were investigated.
Key words: Thixorolling; Rheocasting; Rapid solidification; Metallic strips.
1
Contribuição técnica apresentada na 61º Congresso Anual da ABM, de 24 a 27 de julho de 2006,
Rio de Janeiro – RJ
2
UNESP-Campus de Ilha Solteira – Depto. de Engenharia Mecânica – Eng. Metalúrgico pela
EEIMVR – UFF; Mestre em Ciência pelo ITA; PhD pela University of Sheffield – Inglaterra.
3
UNESP-Campus de Ilha Solteira - Depto. de Engenharia Mecânica – Eng. Mecânico pela
UNESP - Campus de Ilha Solteira e pós-graduando na mesma instituição de ensino.
4
UNESP – Campus de Ilha Solteira. Departamento de Engenharia Mecânica.
61º Congresso Anual da ABM
1113
INTRODUÇÃO
O processamento mecânico de ligas metálicas no estado pastoso (tixoconformação),
fase sólida de estrutura globular circundada pela fase líquida, somente começou a
ser usado para a produção industrial após 10 anos de pesquis
a que iniciou na
década de 70.
(1)
As propriedades mecânicas das peças tixoconformadas, como a
resistência à tração, são melhores do que as peças fundidas (estruturas
dendríticas).
(2)
A pasta reofundida, material pastoso obtido diretamente do estado líquido, possui
características de um escoamento não-Newtoniano (taxa de deformação não é
diretamente proporcional à tensão de cisalhamento) e tixotrópica (diminuição da
viscosidade
do material quando em movimento).
A força de conformação da pasta metálica de estrutura reofundida ou tixofundida
(reaquecimento do material entre as linhas solidus e liquidus), com um tamanho da
fase sólida de 100±10ȝm, é apreciavelmente menor quanto comparado com a
conformação
a quente do material, uma vez que a fase sólida globular move
facilmente na presença de uma fase líquida.
(2)
Como resultado, um menor desgaste
do ferramental ocorre, e a peça pode ser fabricada em apenas uma etapa (single
forming step).
Em geral, a qualidade das peças tixoconformadas depende da viscosidade da pasta
metálica reofundida (menor tamanho/fração e di
stribuição da fase sólida globular no
seio da fase líquida) para obtenção de um regime laminar. Esse controle possibilita
uma menor turbulência no preenchimento das matrizes em relação à fundição sob
pressão. Além
disso, menor temperatura de processamento em pastas metálicas é
exigida e assim uma maior vida útil das matrizes resulta.
Diversas técnicas são aplicadas para obtenção da estrutura globular, por exemplo,
agitação mecânica/magnética;
reaquecimento da liga metálica, previamente
inoculada, no estado semi-sólido; deformação plástica a frio da estrutura refinada
antes do reaquecimento no estado semi-sólido;
(3)
processo SIMA (Strain Induced
Melt Activated) o qual a liga fundida é deformada a quente para ser em seguida
processada no estado semi-sólido;
(1)
e o processo de resfriamento por canal ou
rampa (Cooling Channel / Cooling Slope Process). Esta última técnica é empregada
neste trabalho e será brevemente analisada abaixo.
Obtenção de Produtos Acabados por Solidificação Rápida Através da Liga
Fundida no Estado Pastoso
A obtenção de tiras metálicas laminadas a partir do estado líquido passando para
o
estado pastoso (reofundição) tem várias vantagens sobre o processamento
convencional de laminação a quente/frio, por exemplo, fabricação direta da tira
metálica do estado líquido, baixo custo/rigidez do equipamento, economia de
e
spaço, etc... As desvantagens estariam relacionadas à aderência da tira no cilindro
e a dificuldade de algumas ligas metálicas formarem uma pasta metálica plástica
para a conformação.
(4)
Então, esse processamento fornece uma economia de energia comparada aos
processos convencionais de fabricação de folhas/tiras metálicas e outros produtos
laminados, os quais várias etapas de conformação são requeridas após a obtenção,
inspeção e reaquecimento
dos lingotes.
61º Congresso Anual da ABM
1114
Haga e Suzuki,
(4)
Haga, Nishima e Suziki,
(5)
Haga,
(6)
Lockyer et al.,
(7)
por exemplo,
têm empregado esta técnica para produzir tiras de ligas metálicas tixoconformadas.
A liga metálica semi-sólida obtida através do resfriamento contínuo em uma calha
(cooling slope) produz a pasta semi-sólida que alimenta o laminador. O cilindro
inferior
arrasta a pasta metálica que vai ser conformada pelo cilindro superior.
Em resumo, esta técnica tem várias vantagens sobre o processamento convencional
para obter tiras de ligas metálicas, por exemplo, fabricação direta de tiras do metal
fundido, solidificação rápida (granulação fina), pequena força de separação entre os
cilindros porque a tensão de escoamento do semi-sólido é menor do que a do metal
sólido – não necessitando cilindros de aço acionados por motores robus
tos para
fornecer a potência necessária, e assim baixo custo do equipamento.
Geralmente na tixolaminação, cilindros de aço são substituídos por cilindros de
cobre, refrigerados internamente, para produzir um resfriamento rápido da pasta
metá
lica. Isto possibilita uma maior velocidade de processamento e evita a
aderência da tira no cilindro durante a fabricação. Maior velocidade do cilindro
produzirá uma menor espessura da tira. Este processamento permite obter tiras de
espessura maior
do que 1 mm a uma velocidade de até 60m/min.
(6)
A calha de resfriamento recebe a liga fundida num cadinho (tundish), e é resfriada
até a condição semi-sólida. A quantidade da fração sólida é em torno de 10-20%.
Esta é afetada pelo tempo de contato entre o fundido e a calha de resfriamento, e a
temperatura
de vazamento. Por exemplo, maior o tempo de contato e menor a
temperatura de vazamento, maior será a fração sólida. A microestrutura da tira
tixolaminada usando esta técnica é muito fina.
(4)
É objetivo desse trabalho, analisar o efeito da composição química das ligas Pb/Sn
(70%Pb-30%Sn; 60%Pb-40%Sn; e 50%Pb-50%Sn) na formação de pastas
metálicas para ser conformada mecanicamente para obtenção de tiras metálicas
num cilindro duo irrever
sível. É objetivo também investigar a distribuição dos
microconstituintes e trincas superficiais/laterais formadas nas tiras tixolaminadas.
Esta abordagem permite estudar a influência do intervalo de solidificação das ligas
metálicas empregadas sobre a qualidade/facilidade das
tiras obtidas na
tixolaminação.
MATERIAL E MÉTODOS
Preparação e Instrumentação do Laminador Duo Irreversível para a
Tixolaminação
Um laminador duo foi modificado para laminar tira metálica no estado semi-sólido
usando ligas de Pb/Sn (Figuras 1 e 2, e Tabela 1 com a especificação do laminador).
Os cilindros foram pintados com grafite coloidal (Dycote Dr 178) para
evitar a
aderência da tira nas superfícies dos mesmos durante o processamento.
61º Congresso Anual da ABM
1115
Figura 1. Preparação do laminador.
Figura 2. Operação de vazamento.
Um sistema de resfriamento contínuo tipo chuveiro foi empregado para resfriar a tira
metálica para a temperatura ambiente logo após a tixolaminação, Figura 3.
Figura 3. Sistema de resfriamento da tira durante a
tixolaminação.
Tabela 1. Dados do laminador
.
Potência do motor
elétrico
7,5cv; 1735 rpm
Diâmetro 105 mm
Largura 101 mm
Material Aço carbono
cementado
Marcha rpm m/min
1 46 15
2 85 28
3 132 44
Cilindros
Velocidade
4 195 117
A calha de resfriamento da liga fundida, inclinação de aproximadamente 60°,
necessária para produzir o material reofundido, foi instrumentada com 3 termopares
colocados a uma distância eqüidistante de 100mm aproximadamente (Figura 2). O
tundish está posicionado sobre a calha de re
sfriamento onde é vazado a liga
metálica no estado líquido a uma vazão de 1,1x10
-5
m
3
/s e a uma distância de
240mm do bocal que recebe o material reofundido, Figura 2.
O bocal, montado em um suporte metálico junto ao cilindro inferior, foi moldado em
material refratário com um furo central para posicionar um termopar. Tanto a calha
de resfriamento q
uanto o cilindro foram também revestido com grafite coloidal para
evitar qualquer aderência da pasta metálica durante o processamento. Um eletrodo
de grafite foi especialmente preparado para encapar um termopar para medir a
temperatura do cilindro inferior durante a tixolaminação. Os termopare
s utilizados
foram tipo K (6mm de diâmetro e comprimento de 200mm). Uma interface (Pico TC-
08 IMPAC) captura a temperatura versus tempo durante o processamento. Canais 1,
2 e 3 estão posicionados na parte inferior da calha, vide Figura 2. Canal 1, está
próximo ao bocal, o
2 intermediário e o 3 junto ao vazamento da liga metálica.
61º Congresso Anual da ABM
1116
Exame Microscópico
Amostras das tiras tixolaminadas foram cortadas e embutidas em resina epóxi para
exame microscópico. Essas amostras foram lixadas, polidas e atacadas com Nital
(5ml de HNO
3
e 95ml de álcool etílico).
RESULTADOS EXPERIMENTAIS E DISCUSSÃO
Variação na Velocidade e Distância entre os Cilindros de Laminação
A liga 60%Pb-40%Sn vazada a 300°C foi usada nos testes iniciais para obter a tira
tixolaminada a uma velocidade dos cilindros de 15m/min. Somente um pedaço da
tira foi obtido e o restante do
material solidificou prematuramente no bocal. A partir
de 28m/min obteve-se a tira metálica para distância entre os cilindros de 0,5, 0,7 e
1mm, Figura 4.
Para a distância entre os cilindros de 1mm a tira metálica não foi conformada pelo
cilindro superior do
laminador, Figura 4a. Somente com a espessura menor de
0,7mm o processo de tixoconformação ocorreu. Defeitos foram observados na
região central da tira a medida em que distância entre os cilindros diminuiu e a
velocidade aumentou, Figura 4. Estes defeitos de
forma para espessuras menor de
0,7mm podem ser atribuídos a falta de paralelismo entre os cilindros. Isto causa um
estado de tensão que faz o material do cent ro se espalhar menos do que o material
das bordas da tira resultando
num rasgamento central, Figura 4a, b e c. Para
velocidades superiores a 28m/min este defeito é acelerado e pedaços da tira são
obtidos, Figuras 4c.
Velocidade de 28m/min. Da esquerda para direita
distância entre cilindros de 1,0; 0,7; e 0,5.
20mm
Detalhe da superfície da tira a esquerda.
(a)
100mm
Velocidade de 28m/min. Distância entre cilindros de 0,5.
(b)
Velocidade de 44m/min. Da esquerda para direita,
primeiro e segundo vazamento. Distância entre cilindros
de 0,5.
(c)
Figura 4. Esquerda: tiras laminadas a diferentes velocidades e distâncias entre cilindros. Direita:
bocais empregados para cada situação à esquerda.
61º Congresso Anual da ABM
1117
Núcleos de solidificação são formados ao longo da calha de resfriamento até o bocal
posicionado no cilindro inferior. Este material em contato com a superfície do cilindro
forma uma casca sólida de material transportando a pasta metálica sobre a sua
superfície para ser conformada pelo cilindro superior, Figura 4a. De acordo com a
velocidade do cilindro o material semi-sólido vai sendo agitado e transformando em
uma estrutura reofundida em vez de uma estrutura convencional de solidificação.
Este ponto será discutido em mais
detalhe adiante, durante a análise das
microestruturas.
Eskin, Suyitno e Katgerman
(8)
definem dois pontos durante a solidificação de um
material metálico. O primeiro ponto é definido como coerente. Este ponto a partícula
sólida não entra em contato, ou seja, é separado pela fase líquida e o material se
comporta como uma lama/pasta metálica. No
ponto rígido, o material obtém as
características de um material sólido uma vez que se inicia o contato entre as fases
sólidas. A partir deste ponto o comportamento mecânico é parecido com o
comportamento a quente de um material sólido.
(9)
Então desde o vazamento da liga,
o material durante a tixolaminação atravessa esses pontos rapidamente e quanto
maior for o intervalo de solidificação, maior a distância relativa entre esses pontos
que podem causar defeitos de fabricação
que serão analisados a seguir.
O próximo passo, portanto foi usar uma distância entre os cilindros de 0,7mm e um
novo bocal projetado para fornecer um fluxo de pasta metálica contínuo, isto é, com
mínimo de turbulência
.
Fabricação das Tiras Metálicas Tixolaminadas de 0,7mm de Espessura
Ligas de Pb/Sn (70%Pb-30%Sn; 60%Pb-40%Sn; 50%Pb-%50%Sn) respectivamente
com intervalos de solidificação de 75°C, 56°C e 31°C de acordo com o diagrama de
fase, foram tixolaminadas para abertura entre os cilindros de 0,7mm. A liga 70%Pb-
30%Sn foi vazada a 350°C e as outras ligas
a 300°C. Estas ligas transformam do
estado líquido para o sólido sobre uma ampla faixa de temperatura obtendo
respostas diferentes durante o processamento, Figura 5.
O caminho provável para obter uma tira 70%Pb-30%Sn de boa qualidade, seria
aplicar uma inoculaçã
o da liga metálica antes do vazamento. Isto produziria uma
aproximação entre os pontos coerente e rígido para a produção de uma pasta
metálica plástica de uma liga de elevado intervalo de solidificação. Realmente,
ambos uma estrutura de
grão fino e fundição controlada (sem grande gradiente de
tensão e temperatura) evitam o surgimento de trincas a quente, Eskin, Suyitno e
Katgerman.
(8)
Segundo esses autores, a trinca a quente ocorre no último estágio da
solidificação para a fração de volume do sólido acima de 85-95%.
61º Congresso Anual da ABM
1118
(a)
(b)
Figura 5. Produto final da tixolaminação da liga de 70%Pb-30%Sn vazada a 350°C mostrando muitos
pedaços/lascas de tiras (a). Uma tira contínua é formada para a liga 50%Pb- 50%Sn vazada a 300°C.
Temperaturas Envolvidas no Processamento
O posicionamento dos termopares ao longo das partes do aparato experimental
possibilitou mapear a temperatura durante o processamento. A Figura 6 mostra o
perfil obtido para a liga 50%Pb-50%Sn, por exemplo. Observa-se o aumento
progressivo da temperatura do cilindro atingindo um
valor de 69°C ao final da
operação (50s). Assim, o gradiente térmico vai diminuindo gradativamente, e
teoricamente a passagem da lama para a pasta metálica e esta para o material
sólido é mais suave. Então, tensões e deformações induzidas entre as fa
ses sólida e
líquida durante este percurso vão ser eventualmente diminuídas. As deformações
produzem trincas a quentes e torna-se irreversível no processamento, Figura 5a.
Então, quando o material da calha de resfriamento é recebido pelo bocal, nesse
espaço, a liga metálica passa por diferentes comportamentos mecânicos devido a
diferentes morfologias (lama, pasta e sólido). Assim, diferentes modelos de
abordagem podem ser aplicados para estudar o comportamento do material durante
a tixolaminação.
O resfriamento durante o process
amento pode ser caracterizado como primário
(material percorrendo a calha de resfriamento a uma vazão de 1,1x10
-5
m
3
/s) e
secundário (junto ao cilindro inferior do laminador). Este último causa um forte
gradiente térmico da lama/pasta metálica formando uma microestrutura fina.
Acredita-se que a liga 50%Pb-50%Sn se encontra nesta última fase ligeiramente
abaixo do ponto
de temperatura rígido enquanto as ligas 70%Pb-30%Sn e 60%Pb-
40%Sn se encontram ainda próximo ao ponto coerente onde um pasta metálica é
formada. A deformação da pasta metálica é muito crítica podendo ocorrer trincas a
quente e se propagando entre um filme
de líquido que separa a fase sólida
Após a saída do material dos cilindros, o material já está sólido e resfriado
rapidamente por um chuveiro, vide Figura 3.
61º Congresso Anual da ABM
1119
0
50
100
150
200
250
300
0 5 10 15 20 25 30 35 40 45 50
Tempo (s)
Temperatura (ºC)
Cilindro inf erior Bocal
Canal 1 Canal 2
Canal 3
Figura 6. Evolução da temperatura durante a operação de tixolaminação para a liga 50%Pb-50%Sn.
Microestruturas da Tira Tesfriada Rapidamente
A observação das microestruturas é feita na seção transversal das tiras obtidas.
Solidificação rápida ocorre no início e ao final do processamento sem a conformação
da tira pelo cilindro superior devido à falta de material suficiente, Figura 7.
A Figura 7a (
liga 70%Pb-30%Sn) mostra ramificações dendríticas de chumbo (fase
Į) formadas rapidamente junto ao cilindro inferior do laminador. Em direção a parte
superior da tira, a formação dendrítica dá origem a estruturas lamelares eutéticas
descontínuas. De fato, ocorreu
uma fragmentação dendrítica na parte superior da
tira, indicando uma agitação entre as fases sólidas e líquidas durante o percurso da
tira ao longo do cilindro inferior. Típica de uma estrutura reofundida. Então nesta
mesma tira, pode-se evidenciar os doi
s tipos de estruturas: fundição convencional e
reofundida.
A Figura 7b (liga 60%Pb-40%Sn) mostra uma estrutura hipoeutética com partículas
sólidas primárias pouco compacta (fase Į) dispersa entre eutéticos caracterizando a
incompleta destruição das dendritas. Realmente, a fa
se Į parece não ser tão
compacta, pois mostra conter pontos de fase ȕ no seu interior que tende a facilitar a
sua desintegração. Esta deformação da estrutura pode ser atribuída ao menor
comprimento dendrítico em relação
à liga anterior devido ao menor intervalo de
solidificação.
A Figura 7c (liga 50%Pb-40%Sn) mostra uma dispersão ao acaso e mais
homogênea das fases presentes, estrutura eutética Pb-Sn com finas dispersão da
fase Į rica em chumb
o. Esta fase muito fina tende a espalhar e se confundir com a
fase eutética. Esta característica de morfologia possibilita a tixolaminação de tira
metálica de melhor qualidade devido ao melhoramento da plasticidade da pasta
metálica
, como pode ser visto na Figura 8.
61º Congresso Anual da ABM
1120
Condição inicial (solidificação rápida)
70% Pb-30% Sn
(a)
60% Pb-40% Sn
(b)
50% Pb-50%Sn
(c)
Figura 7. À esquerda: fotografias do topo das tiras resfriadas rapidamente logo no início de
processamento. À direita: microestrutura ao longo da espessura da tira e no
centro.
Microestruturas da Tira Tixolaminada
A qualidade da tira tixoconformada e a microestrutura obtida são mostradas na
Figura 8. As tiras que tem maior intervalo de solidificação (70%Pb-30%Sn e 60%Pb-
40%Sn) apresentam a aresta trincada e assim mais difícil de ser obtidas por
este
processo, vide Figura 5a. Este defeito estaria relacionado ao espalhamento lateral
da tira durante a tixolaminação. As pastas metálicas com pouca plasticidade para
redistribuir o estado de tensão de tração atuante nessa direção
, formam pedaços de
tira.
Observa-se que estruturas dendríticas são quebradas pelo estado de tensão de
compressão durante a tixoconformação. A fase Į rica em chumbo é
preferencialmente nucleada junto ao cilindro inferior (cilindro de solidificação). As
fase
s estão dispersas formando colônias (manchas brancas e pretas) visíveis ao
longo da seção transversal para as ligas 60%Pb-40%Sn e 50%Pb-%0%Sn. Essas
estruturas são formadas deste o início do processo, vide Figura 7, e acentuadas
durante
a conformação plástica da pasta metálica. De fato, o estado de tensão de
compressão na espessura da tira e o de tração em direção a aresta da tira e a alta
temperatura de deformação acentuam este fen
ômeno. Esta falta de distribuição por
igual das fases podem produzir tiras de comportamento anisotrópico e prejudicar a
posterior conformação plástica desse material. A plasticidade das pastas metálicas
pode também estar relacionada com
a distribuição morfológica dessas colônias. As
microestruturas eutéticas regulares sendo substituídas pela formação de zonas
esferoidais finas de fase Į e ȕ, tornam a pasta metálica com maior característica
tixotrópica. Estas zona
s induzem a superplasticidade do material durante a
tixolaminação e defeitos são minimizados, vide Figura 5.
61º Congresso Anual da ABM
1121
Tixolaminação
70%Pb-30%Sn
60%Pb-40%Sn
50%Pb-50%Sn
Figura 8. Esquerda: fotografias superficiais das tiras tixolaminadas. Direita: micrografias mostram a
distribuição dos micro-constituintes após o processamento para cada liga empregada.
CONCLUSÃO
Granulação fina tende a evitar os defeitos observados, então uma inoculação antes
do vazamento deve ser feita para obter uma tira tixolaminada de boa qualidade.
A veloc idade dos cilindros deve ser controlada para evitar uma solidificação
prematura da liga e evitar elevado
s gradientes térmicos que induzem trincas a
quente.
Para tixolaminar tiras de pequena espessura menor de 0,5mm, neste laminador, o
afastamento entre cilindros deve apresentar um bom paralelismo.
O tipo de bocal e liga metálica é importante para obter uma
tixolaminação contínua.
Este processamento de obtenção de tiras metálicas pode competir com o laminador
tipo trem de tiras onde motores potentes e estruturas rígidas são necessárias.
Agradecimentos
Aos técnicos da Oficina da UNESP-Campus de Ilha Solteira (Depto
. de Eng.
Mecânica) Sr. Marino e Sr. Edvaldo pelo suporte técnico. Somos muito gratos a
Cookson Eletronics Brasil e Foseco pelas ligas e grafite coloidal utilizadas
respectivamente neste trabalho. Prof. Edmar pelo uso do Pico TC-08 IMPAC. Sr.
Valdeir
e Prof. Del Rio pelas fotografias digitais. Ao meu amigo Niel pela revisão do
Abstract.
61º Congresso Anual da ABM
1122
REFERÊNCIAS
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thixoextruded metallic slurries. In: Proceedings of the 7-th International
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Japan, 2002, p. 551-556.
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8 ESKIN, D.G., SUYITINO and KATGERMAN, L. Mechanical properties in the
semi-solid state and hot tearing of aluminium alloys. Progress in Materials
Science, p. 629
-711, 2004.
9 KIUCHI, M. and SUGIYAMA, S. Mashy-state of aluminum alloys and cast irons. In
Annals of the CIRP, p.259-262, 1991.
61º Congresso Anual da ABM
LAMINAÇÃO DE TIRAS METÁLICAS NO ESTADO SEMI-SÓLIDO COM ALTO
INTERVALO DE SOLIDIFICAÇÃO
A. d. P. Lima Filho
1
, M. I. Yamasaki
1
, L. A. Ono
1
, S. C. d. Santos
1
Av. Brasil – Centro – no. 56, Ilha Solteira – SP- Brasil – CEP. 15385-000
padua@dem.feis.unesp.br
1
UNESP – Campus de Ilha Solteira – Departamento de Engenharia Mecânica
RESUMO
O objetivo deste trabalho é estudar o fluxo da pasta metálica durante a produção de
tiras metálicas usando a liga 70%Pb-30%Sn através da tixolaminação e sob
condições de solidificação rápida. O procedimento experimental foi realizado num
laminador duo modificado e instrumentado para o processamento. A Velocidade dos
cilindros e temperaturas de vazamento foram investigadas, e os defeitos das tiras
analisados. Tiras tixolaminadas e resfriadas rapidamente a partir de elevadas
temperaturas produziram os piores defeitos. A tira obtida por solidificação rápida,
mas processada a baixa velocidade dos cilindros e a menor temperatura de
vazamento resultaram numa superfície rugosa sem trincas. A sua laminação
posterior no estado sólido melhorou o acabamento superficial, mas buracos foram
observados ao longo das bordas da tira. Isto indica que óxido/escória tem sido
transportado durante processamento e destacados durante a laminação. As tiras
metálicas foram caracterizadas pela análise macrográfica/micrográfica e pela
rugosidade média superficial ao longo da largura da tira.
Palavras-chave: tixolaminação, reofundição, tiras metálicas, solidificação rápida,
ligas de Pb-Sn
17º CBECIMat - Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência dos Materiais, 15 a 19 de Novembro de 2006, Foz do Iguaçu, PR, Brasil.
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INTRODUÇÃO
A idéia básica de obtenção de tiras diretamente do estado líquido, isto é
solidificação não convencional, foi concebido pelo Sir Henry Bessemer em 1865
(1)
o
qual impulsionou a Revolução Industrial através do Conversor Bessemer em 1850
pela produção de aço em larga escala, barateando seu custo.
A obtenção de tiras metálicas não convencionalmente tem sido estudada ao
longo dos últimos vinte anos para competir: 1. com o lingotamento contínuo (cuja
taxa de resfriamento varia de aproximadamente de 0,5 a 3°C/s
(2)
); e 2. com os
laminadores trens os quais representam 90% dos produtos conformados
mecanicamente
(3)
. Em geral, a placa fundida no lingotamento contínuo tipicamente
requer 8 cadeiras de laminação para redução a quente de placas de 150mm a
200mm de espessura para obter um produto com espessura de 3 a 5 mm. Este
processo requer uma quantidade de energia razoável, rigidez da gaiola do
laminador, espaço físico e manutenção periódica dos equipamentos.
Assim, a obtenção de tiras metálicas a partir do estado líquido oferece uma
grande economia de capital e custos de operação aliada à alta produtividade (taxa
de resfriamento de 1500-2000°C/s
(4)
e 1000°C/s
(5)
) desde que a qualidade da tira
seja no mesmo padrão da tira laminada a quente. Neste contexto, os cilindros são
feitos de cobre e refrigerado a água
(5, 6)
.
Basicamente podem ser listados seis tipos de processos aplicados para a
obtenção de tira metálica através da solidificação não convencional, citados por Li e
Thomas (1996)
(7)
: 1. cilindro único (Single roll); 2. laminador duo (Two high mill); 3.
laminador duo com correia metálica cintada no cilindro inferior (Single belt); 4.
correias metálicas conjugadas (Twin belt); 5. roda cintada (Wheel-belt); e 6.
deposição por spray (Spray deposition).
Por exemplo, Cramb e Rollet (2001)
(4)
relataram o desenvolvimento de tiras de
aço usando o processo cilindro único. Lima Filho e Yamasaki (2006)
(8)
e Lima Filho
e et al (2006)
(9)
usaram o laminador duo para estudar a obtenção de tiras metálicas
empregando ligas de Pb-Sn. Spinelli et al (2000)
(10)
aplicaram o processo de
laminador duo para obtenção de tiras de aço inoxidável AISI 304 e desenvolveram
uma metodologia para calcular o coeficiente de transmissão de calor na interface
entre tira e cilindros. Haga (2001)
(6)
analisou os processos aplicando o laminador
duo e laminador duo com correia metálica cintada no cilindro inferior para estudar os
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efeitos sobre as ligas de alumínio (1050, Al-1%Si, Al-2%Si, Al-4%Si, Al-6%Si).
Kammer (1999)
(11)
mostrou a aplicação industrial de tiras de alumínio por correia
conjugada e as principais tecnologias aplicadas na fundição contínua de tiras.
Industrialmente a obtenção de tiras metálicas não-ferrosas (ligas de Al 1xxx,
3xxx, 5xxx e 8xxx) a partir do estado
líquido já é uma realidade (Menet 2001)
(5)
. Os
cilindros são revestidos com grafite coloidal para prevenir adesão da tira metálica na
superfície dos mesmos e agindo como lubrificante criando uma interface entre os
cilindros e o metal. Esta superfície é importante para uma modelagem matemática
do processo para prever a qualidade da estrutura de solidificação da tira fundida
(4, 5,
7, 10)
.
Li e Thomas (1996)
(7)
descreveram brevemente o efeito das condições do
processamento da tira fundida de aço so bre a qualidade obtida: 1.velocidade de
rotação do cilindro; 2. profundidade da poça metálica em contato com o cilindro de
solidificação; 3. revestimento; 4. super-aquecimento da liga metálica; 5. ponto de
separação da tira, 7. espessura e material da parede do cilindro. Assim, este
trabalho tem como objetivo estudar os parâmetros de processamento aplicando o
laminador duo e caracterizar as tiras tixolaminadas e fundidas de alto intervalo de
solidificação (75 °C) do sistema Pb-Sn (70%Pb-30%Sn).
MATERIAIS E MÉTODOS
Preparação e instrumentação do laminador duo
Um laminador duo foi preparado com uma calha de vazamento e de
resfriamento para obtenção de tiras metálicas diretamente do estado líquido, Figura
1. A liga hipoeutética 70%Pb – 30%Sn com intervalo de solidificação de 75 °C foi
utilizada neste trabalho, não necessitando cilindros de cobre refrigerados a água
devido a sua baixa temperatura de processamento. Os cilindros de aço foram
pintados com grafite coloidal (Dycote Dr 178) para evitar a aderência da tira nas
superfícies dos mesmos durante o processamento.
A calha de vazamento foi instrumentada com três termopares. Os termopares
estão posicionados da seguinte forma: Termopar 1 logo abaixo da operação de
vazamento, Termopar 2 intermediário e Termopar 3 próximo ao bocal. Estes estão
espaçados 100 mm aproximadamente.
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O bocal é pré-aquecido para evitar a solidificação da poça metálica semi-sólida
junto ao cilindro inferior durante o processamento e sua temperatura é monitorada
por um termopar. A evolução da temperatura do cilindro inferior também é
acompanhada por um termopar o qual é encapsulado numa camisa de grafite.
A temperatura de vazamento (T
v
) é medida antes do processamento por um
termopar de imersão. Todos os termopares utilizados são do tipo K de 6 mm de
diâmetro e 200 mm de comprimento.
Um sistema de aquisição de temperatura completa a instrumentação do
aparato experimental, formado por uma interface (Pico TC-08 IMPAC) que captura
as temperaturas versus tempo durante o processamento. Um microcomputador
133MHz Pentium IBM com 48Mb de RAM, armazena os dados da interface através
do software Pico-Log.
(a) (b)
Figura 1. Vista geral do laminador duo e acessórios (a); e da calha de vazamento
com os três termopares posicionados (b).
Fabricação da tira metálica
A liga 70%Pb-30%Sn foi preparada e fundida na temperatura de 400°C e 350°C
para aplicar o refinador de grão para este tipo de liga
(12)
(enxofre a 0,4% do peso da
liga fundida) antes da tixolaminação para um espaçamento entre cilindros de 0,7 mm
(Processo Two-high mill). Os cilindros apresentam diâmetro e largura
respectivamente de 105 mm e 101 mm. A velocidade (V
c
) utilizada foi de 0,46 m/s.
Um outro cadinho foi usado para fundir a liga a 350 °C sem aplicar o refinador
de grão. Neste caso, a tira metálica foi obtida somente pelo cont ato com o cilindro
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inferior do laminador (Processo Single roll) para ser laminada posteriormente no
estado sólido para comparar com a tixolaminação. A velocidade dos cilindros (V
c
)
neste caso foi de 0,25 m/s. A laminação no estado sólido caracteriza um trabalho a
quente, pois a liga utilizada apresenta uma temperatura homóloga em torno de 0,5
devido a sua baixa temperatura de fusão.
Exame microscópico
Amostras das tiras tixolaminadas foram cortadas e embutidas em resina epóxi
para exame microscópico. Essas amostras foram lixadas, polidas e atacadas com
Nital (5ml de HNO
3
e 95ml de álcool etílico).
Medida da rugosidade
Um rugosímetro digital marca Mitutoyo SJ-201 que apresenta uma faixa de
leitura de 0,01 μm a 75 μm foi usado para medir as ondulações superficiais das tiras
processadas em diferentes condições (1. tixolaminada; 2. solidificada rapidamente; e
3. solidificada rapidamente seguida da laminação no estado sólido) pela
profundidade de perfil máximo.
RESULTADOS E DISCUSSÃO
Perfis das curvas de temperatura obtidas no processamento
Figura 2 mostra os perfis das curvas de temperatura versus tempo durante o
processamento. A temperat ura do cilindro aumenta durante o processamento devido
a sua baixa condutibilidade térmica relativa, para as duas situações apresentadas.
Isto é atribuída a boa interface formada entre a tira/cilindro de solidificação
resultando numa eficiente troca de calor.
O aumento da temperatura dos cilindros naturalmente pode reduzir a sua vida
útil e alterar a microestrutura da tira metálica. Assim, cilindros de cobre que
apresentam maior condutibilidade térmica são viáveis quanto se tratar de liga de
maior ponto de fusão e garantir uma microestrutura uniforme.
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Termopares 2 e 3 apresentam praticamente as mesmas temperaturas e
maiores do que o Termopar 1, indicando que quanto mais próximo do bocal que
mantém a poça de material semi-sólido maior é a temperatura. A temperatura do
bocal permanece constante evitando a pré-solidificação do material semi-sólido.
T
v
= 375 °C; V
c
= 0,46 m/s.
T
v
= 325 °C; V
c
= 0,25 m/s.
Figura 2. Perfis das temperaturas obtidas durante a fabricação da tira.
Efeito da alta temperatura de vazamento sobre a qualidade da tira
A liga 70%Pb-30%Sn vazada a elevada temperatura (375 °C) não formou uma
espessura suficiente de material semi-sólido para ser conformada para abertura
entre cilindros de 0,7 mm devido a sua elevada fluidez, Figura 3. Então, esta tira
somente foi resfriada pelo cilindro inferior a uma velocidade dos cilindros (V
c
) de
0,46 m/s. Quanto maior a veloc idade dos cilindros e fluidez do semi-sólido, maior é a
troca de calor na interface tira/cilindro e menor a espessura da tira, consistentes com
observações de Li e Thomas (1996)
(7)
.
Em contato com o cilindro inferior
Face oposta da tira
Figura 3. Tiras solidificadas rapidamente com as respectivas variações das
rugosidades média (Ra).
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O material dessa forma se espalha sobre o cilindro inferior, dificultando obter
uma bitola de acordo com o bocal que mantém a poça semi-sólida. Trincas a quente
e porosidade são formadas preferencialmente nas bordas da tira, vide Figura 3.
Como resultado, uma tira fundida com vários defeitos não pode ser recuperada e
usada posteriormente.
Redução da temperatura e velocidade de processamento
Figura 4 mostra as fotografias da matéria prima, das tiras obtidas com as suas
rugosidades médias (Ra) e micrografias nas condições: tixolaminadas, solidificadas
rapidamente e laminadas a quente.
A liga 70%Pb-30%Sn foi inoculada com enxofre e vazada para a tixolaminação
a uma velocidade de 0,46 m/s na temperatura de 294 °C. A tira assim processada
apresentou trincas nas bordas e transversais a direção de tixolaminação. Estes
defeitos não poderão ser eliminados e ocorre a perda total da tira.
Neste caso, pressupõe-se que a solidificação da tira não se completou
totalmente antes de ser conformada pelo cilindro superior, gerando trincas a quente.
Por outro lado, o enxofre (0,4% em peso da liga fundida) como agente nucleante,
não foi eficiente para produzir uma pasta metálica plástica para ser conformada.
Assim, o ângulo entre o bocal e o cilindro em relação ao plano horizontal
(ângulo de entrada) deve ser maior para aumentar o contato do material pastoso e
assim provocar a total solidificação da tira metálica antes de entrar na zona de
conformação dos cilindros. Um contato sólido-sólido é fundamental neste caso, em
vez do contato líquido-sólido para a conformação mecânica deste tipo de liga com
alto intervalo de solidificação.
Por outro lado, a liga vazada a 325 °C e processada a uma velocidade do
cilindro de 0,25 m/s (Processo Single Mill) não apresentou trincas superficiais e teve
sua largura em média de 25 mm a 31 mm aproximadamente a do bocal de
acoplamento (23 mm). A pequena variação na espessura (1,1 a 1,3 mm) não é um
problema para a posterior laminação a quente, Figura 4.
Realmente, a liga 70%Pb-30%Sn apresenta uma temperatura homóloga em
torno de 0,5 na temperatura ambiente e a laminação posterior caracteriza um
trabalho a quente. A laminação
a quente reduziu a rugosidade média (Ra) da tira,
Figura 4.
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Matéria prima liga 70%Pb – 30%Sn
Estrutura granular e alinhada. Fases α (escura) e
β (branca) ricas em chumbo e estanho
respectivamente.
Tira resfriada rapidamente (T
v
= 325 °C; V
c
= 0,25
m/s). Estrutura dendrítica fina.
Laminação a quente da tira resfriada rapidamente.
Furos e trincas ao longo da borda. Formação de
estrutura granular α e β finamente dispersa.
Tira tixoconformada (T
v
= 294 °C; V
c
= 0,46 m/s).
Trincas na borda e transversais na direção de
laminação. Estrutura granular (fase α - escura)
centralizada e fase β (branca) preferencialmente
localizada nas superfícies da tira.
Figura 4. Matéria prima e tiras obtidas em diferentes situações como indicada.
Amostras metalográficas analisadas ao longo da espessura da tira.
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Então, pode-se concluir que o controle da fluidez e velocidade dos cilindros é
importante para obter tiras solidificadas rapidamente com controle dimensional e
isenta de defeitos superficiais aparentes.
Microestrutura das tiras processadas
Bom contato na interface tira/cilindro possibilitou uma boa troca de calor. Além
disso, após passar pela cadeira de laminação, a tira metálica sofreu também um
resfriamento rápido através de um chuveiro posicionado na saída do laminador até
a
temperatura ambiente, vide Figura 1a. Assim, uma microestrutura muito fina foi
obtida para todas as tiras quanto comparada com a matéria prima, Figura 4.
Devida à elevada taxa de resfriamento, a estrutura da tira solidificada
rapidamente apresentou espaçamentos dendríticos finos com os ramos primários
variando de 10 μm a 20 μm, obtidos pelo microscópio óptico. Ramo dendrítico
secundário também é observado, Figura 4.
A simulação da laminação a quente diminui a rugosidade superficial como
descrito no item anterior. A estrutura dendrítica foi substituída por uma estrutura
mais refinada e uniformemente distribuída ao longo da espessura como mostrada na
Figura 4. Como resultado, um aumento da resistência mecânica e menor grau de
anisotropia planar da tira metálica devem ocorrer.
Então, tiras de ligas metálicas de elevado intervalo de solidificação devem ser
obtidas através do resfriamento rápido pelo cilindro inferior (Processo Single roll) e
conformada a quente em linha numa outra cadeira de laminação.
Microssegregação por ação mecânica é evidente nas ligas tixoconformadas,
Figura 4. Com a predominância da fase branca (fase β rica em Sn) na superfície de
ambos os lados da tira ao longo da largura e o eutético fino posicionado na região
central. Esta microssegregação foi devido à ação mecânica de compressão
fornecida pelos cilindros do laminador. A falta de distribuição uniforme dos
microconstituintes pode alterar as propriedades mecânicas/químicas das tiras assim
obtidas.
Assim, segregação na linha central e superficial, e falta de uniformidade do
tamanho dos grãos ao longo da espessura da tira, são problemas que devem ser
controlados na produção para as tiras tixoconformadas, Figura 4.
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Defeitos superficiais das tiras laminadas a quente
Figura 5 mostra a tira laminada a quente com furos com geometria triangular de
diferentes tamanhos ao longo da borda, indicando a preferência de localização das
inclusões na fabricação da tira resfriada rapidamente. Estes defeitos podem ser
atribuídos às inclusões, provavelmente óxido de chumbo, obtidas durante a
fabricação da tira e posicionas preferencialmente nesta região.
Em geral, óxidos e escórias se aglomeram na superfície do bocal que mantém
uma poça metálica junto ao cilindro inferior que alimenta a cadeira de laminação de
material no estado de lama/pastoso para obter a tira metálica seja pelo processo
Single roll ou Two-high mill.
Naturalmente, maior a temperatura de vazamento, maior a tendência em se
formar óxidos na superfície da poça metálica. O controle da inclusão (óxido/escória)
antes da obtenção da tira fundida é fundamental para posterior conformação
mecânica da tira. Assim, óxidos e escórias devem ser eliminados antes da produção
da tira metálica fundida através de uma filtragem eficiente.
Figura 5. Furos de geometria triangular de diversos tamanhos dispostos ao longo da
borda da tira após a simulação da laminação a quente.
CONCLUSÃO
Ligas de alto intervalo de solidificação não podem ser tixolaminadas. Assim, a
solução seria obter tiras solidificadas rapidamente destes materiais, mas isenta de
escória para ser encaminhados em linha a um laminador duo para ser laminadas a
quente para posterior redução e acabamento super ficial. Assim combinaria uma
máquina de produção de tiras solidificadas rapidamente com uma cadeira de
laminação a quente. O tratamento termo-mecânico poderia ser feito levando a uma
ampla variedade das propriedades sem modificar a composição química da liga
metálica.
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AGRADECIMENTOS
Nossos agradecimentos ao Sr. Valdeir Antonio Rodrigues, Sr. Elias Santos do
Amaral e Prof. Dr. Edson Del Rio Vieira pelas fotografias empregadas neste
trabalho. Aos técnicos Sr. Marino Teixeira Caetano e Sr. Edvaldo Silva de Araújo da
Oficina Mecânica da UNESP – Campus de Ilha Solteira. Sr. Sílvio Luis Agostini e Sr.
Lourenço Nampo da Cookson Eletronics Brasil pelas ligas Pb/Sn. Ao Sr. Fábio
Cássio da Foseco Industrial e Comercial Ltda pelo grafite coloidal. Prof
a
. Edmar
Maria Lima Lopes pelo uso do Pico TC-08 IMPAC e Prof. Hidekasu Matsumoto pelo
uso do rugosímetro. Ao meu amigo Nielsen Kann pela revisão do Abstract.
REFERÊNCIAS
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2. GARCIA, A; SPIM, J. A.; SANTOS, C. A. d.; CHEUNG; N. Lingotamento
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Universidade de São Paulo, 1978. 246p.
ROLLING OF METALLIC STRIP IN THE SEMI SOLID STATE WITH HIGH
SOLIDIFICATION INTERVAL
ABSTRACT
The aim of this work is to study the metallic mush/slurry flow during the production of
metallic 70%Pb-30%Sn alloy strip by thixorolling under conditions of rapid
solidification. The experimental procedure used a two-high mill modified and
instrumented for the processing. Roll speed and alloy pouring temperatures were
investigated, and product defects analyzed. Strip thixorolled and rapidly solidified
from high temperatures produced the worst flaws. Strip rapidly solidified but
processed at low roll speed and pouring temperature resulted in a rough surface
without cracks. Further rolling at the solid state improved the surface finishing but
some holes were then observed along the strip edges. This indicates that oxide/slag
had been transported during processing and detached during the rolling. Metallic
strips were characterized by macrograph/micrograph analysis and average surface
roughness along the strip width.
Key-words: thixorolling, rheocasting, metallic strips, rapid solidification, Pb-Sn alloys
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TIRAS METÁLICAS OBTIDAS POR SOLIDIFICAÇÃO RÁPIDA
Márcio Iuji Yamasaki
UNESP – Universidade Estadual Paulista - Depto. de Engenharia Mecânica, Ilha Solteira,
miyamasaki@gmail.com
Antonio de Pádua Lima Filho
UNESP - Universidade Estadual Paulista - Depto. de Engenharia Mecânica, Ilha Solteira,
Suelen Cristina dos Santos
UNESP - Universidade Estadual Paulista - Depto. de Engenharia Mecânica, Ilha Solteira,
Leandro Akita Ono
UNESP - Universidade Estadual Paulista - Depto. de Engenharia Mecânica, Ilha Solteira,
Resumo: A laminação de tiras metálicas a partir do estado semi-sólido é um processo de
fabricação recente, que apresenta inúmeras vantagens com relação ao processamento
convencional. Com base nesse contexto o trabalho desenvolvido envolve uma análise experimental
desse novo processo de fabricação. Uma adaptação do laminador duo foi feita para a obtenção de
tiras metálicas diretamente do estado líquido usando ligas de 70%Pb-30%Sn; 60%Pb-40%Sn; e
50%Pb-50%Sn. O acabamento superficial e a microestrutura das tiras fundidas foram
investigados. Os defeitos foram analisados no sentido de obter uma tira de boa qualidade.
Palavras-chave: Tixolaminação, Reofundição, Solidificação rápida, Tiras metálicas.
1. INTRODUÇÃO
O processamento mecânico das ligas metálicas no estado pastoso começou a ser aplicado para a
produção industrial ao final dos anos 80 [1]. Esse tipo de processamento conhecido como
tixoconformação (thixoforming) tem substituído os processos convencionais de fabricação de
componentes metálicos no campo metalúrgico e ganhando credibilidade no que se diz respeito à
melhoria de qualidade com redução dos custos de produção, devido, basicamente, à eliminação de
etapas no processamento. Dentro desta ideologia, encontra-se o processo Twin-Roll (laminador duo)
para a fabricação de tiras diretamente a partir do metal líquido [1]. Produtividade, rendimento e
qualidade são os principais requisitos necessários para atender essa nova tecnologia.
A produção de chapas metálicas de aço diretamente do estado líquido é viável e vem sendo
pesquisada [2]. Entretanto, a idéia de laminar uma chapa metálica diretamente a partir do metal
líquido foi idealizada inicialmente por Sir Henry Bressemer [3], inventor da moderna siderurgia.
A laminação de tiras metálicas a partir do processo Twin-roll empregando ligas de alumínio tem
sido pesquisada recentemente por Haga e Suzuki [4-5]; Haga [6]; Lockyer et al. [7]; Lima Filho e
Yamasaki [8]; Lima Filho et al [9]. Essa técnica utiliza uma calha (cooling-sloop), onde o metal
líquido é vazado de modo que por transferência de calor metal/calha, a liga atinge o estado semi-
sólido. As tiras são então tixolaminadas no laminador duo [4-9].
Embora as vantagens reconhecidas do processo Twin-roll são de grandes atrativos na indústria
moderna, por outro lado existem particularidades tais como: limitações relativas aos tipos de ligas a
serem laminadas, necessidades de tecnologia aplicada à extração de calor do sistema e quantidade
de variáveis envolvidas para obter o produto desejado [4, 5, 6].
Entretanto, a necessidade de aperfeiçoamento e desenvolvimento da nova tecnologia é de
grande importância para a aplicação industrial. Existem basicamente seis processos não
convencionais para obtenção de tiras metálicas: 1.cilindro único (Single roll); 2. laminador duo
(Two high-mill); 3. laminador duo com correia metálica cintada no cilindro inferior (Single belt) , 4.
correias metálicas conjugadas (Twin belt); roda cintada (Wheel-belt); e 6. deposição por spray
(Spray deposition) [10].
Devido à importância desse processo, o trabalho desenvolvido, tem como objetivo analisar os
dados experimentais na solidificação rápida de tiras metálicas de ligas de Pb/Sn (70%Pb-30%Sn;
60%Pb-40%Sn; e 50%Pb-50%Sn).
2. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL
2.1 Adaptação do laminador duo para obtenção de tiras fundidas
As modificações necessárias no laminador duo constam de um sistema de resfriamento da liga
metálica no estado líquido, um bocal de alimentação e uma calha de recebimento da tira no estado
sólido (Figura 1). As características do laminador duo empregado são mostradas na Tabela (1). A
distância entre os cilindros do laminador foi ajustada para obter a tira fundida.
(a)
(b)
Figura 1. Laminador duo adaptado para o experimento (a). Operação de vazamento (b).
Tabela 1. Configurações do laminador.
Potência do motor elétrico 7,5cv; 1735 rpm
Cilindros
Diâmetro 105 mm
Largura 101 mm
Material Aço carbono cementado
Velocidade
Marcha rpm m/s
1 46 0,25
2 85 0,46
3 132 0,73
4 195 1,95
A calha de resfriamento é construída de chapa de aço de baixo carbono, suficiente para a troca de
calor com o meio ambiente para produzir o material pastoso nas ligas 70%Pb-30%Sn; 60%Pb-
40%Sn; e 50%Pb-50%Sn. Na parte superior da calha de resfriamento, um recipiente tipo funil
(tundish) construído de grafite foi usado para realizar a operação de vazamento de maneira
uniforme (Figura 1b).
Um reservatório (bocal) acoplado no cilindro inferior tem a função de armazenar o material
semi-sólido. Este reservatório foi feito de material refratário para minimizar a troca de calor com o
ambiente e assim evitar a solidificação do material pastoso durante o processamento. A parte
externa do reservatório recebeu um suporte de aço, com o objetivo de facilitar a intercambiabilidade
do mesmo. Isto tem permitido testar diversos tipos de bocais.
Na região de saída dos cilindros, uma calha foi construída para sustentar a tira metálica após o
processamento. Um sistema de refrigeração utilizando chuveiro de água permitiu resfriar a tira,
facilitando o seu manuseio na temperatura ambiente.
2.2. Revestimento dos cilindros e calha de resfriamento
Os cilindros do laminador e calha de resfriamento foram pintados com grafite coloidal (Dycote
DR 178) para evitar qualquer possibilidade de aderência da pasta metálica. A calha de resfriamento
necessária para a obtenção do semi-sólido foi posicionada com um ângulo de inclinação de
aproximadamente 60º, determinada experimentalmente, de acordo com a fração de sólido adequado
(10 a 20%) [2], de modo a obter uma fluidez suficiente da liga e impedir a solidificação prematura
no interior do bocal.
2.3 Bocal de acoplamento junto ao cilindro inferior
O bocal acoplado no cilindro inferior para manter uma poça do material reofundido foi
construído de um material refratário de alta porosidade o qual recebeu uma grossa camada de
grafite coloidal (Dycote DR 178). Esta camada facilitou a remoção do material fundido do bocal e o
seu uso posterior. A poça do material reofundido no interior do bocal foi mantida pelo pré-
aquecimento e o seu monitoramento através de um termopar posicionado no seu interior.
2.4 Instrumentações para a tixoconformação das tiras metálicas
O monitoramento da temperatura da liga durante todo o processo de tixolaminação é medida
através de cinco termopares tipo K (6 mm de diâmetro e comprimento de 100 e 200 mm) dispostos
na calha de resfriamento (Termopar 1 – superior, Termopar 2 – intermediário e Termopar 3 –
inferior da calha), no bocal e na superfície do cilindro inferior (Figura 1b). Uma interface de
aquisição (Pico TC-08 IMPAC) registra a temperatura versus tempo durante todo o processo. Um
microcomputador 133MHz Pentium IBM com 48Mb de RAM, armazena os dados através do
software Pico-Log.
2.5 Preparações metalográficas
As amostras foram embutidas em resina, lixada, polida e atacada com Nital (95ml de álcool
etílico e 5ml de HNO
3
).
3. RESULTADOS E DISCUSSÃO
3.1. Evolução da temperatura durante o processamento
Os cilindros de laminação usados na solidificação rápida são feitos de cobre [2 – 4] devido a
elevadas taxas de resfriamento (1000-2000 °C/s) [2, 10]. Isto evita a aderência da tira
superaquecida na superfície dos cilindros através do fenômeno do molhamento. Os cilindros de
cobre podem ser resfriados internamente com água ou outro fluido refrigerante para obter maior
troca de calor.
Neste experimento, com a baixa temperatura de processamento das ligas empregadas e a pintura
dos cilindros de laminação (aço) por grafite coloidal como já mencionado não ocorreu aderência do
material no cilindro de aço e as tiras foram obtidas. Figura 2 mostra o perfil térmico durante o
processamento.
Figura 2. Evolução térmica durante o processamento para a temperatura de vazamento 300 °C.
3.2 Efeitos do intervalo de solidificação sobre a qualidade da tira tixoconformada
A liga 70%Pb-30%Sn (intervalo de solidificação de 75 °C) apresenta uma tixoconformação não
contínua quando comparada com a liga 50%Pb-50%Sn (intervalo de solidificação de 75 °C), Figura
4. Então, maior o intervalo de solidificação maior a dificuldade de obter tiras tixolaminadas sem
defeito: trincas superficiais e laterais. Este é um parâmetro importante para este processamento. De
fato, quanto maior for o intervalo de solidificação mais trincas a quente são formadas entre as
ramificações dendríticas e uma pasta metálica plástica para a tixolaminação não é formada, compare
as Figuras 4a e 4b.
3.3 Formação da superfície superior e inferior da tira metálica
O material obtido da nucleação de sólido sobre o cilindro inferior forma uma casca sólida de
material que carrega a pasta metálica sobre a sua superfície para ser conformada pelo cilindro
superior figura 3c. O tipo de bocal e consequentemente a profundidade da poça semi-sólida são
fundamentais na formação da superfície superior da tira. Assim, o material semi-sólido vai sendo
agitado e transformando em uma estrutura reofundida em vez de uma estrutura convencional de
solidificação. Bom contato entre o cilindro inferior e o material semi-sólido produziu uma
superfície lisa, ou seja, copiando o acabamento do cilindro.
3.4 Micro estrutura da tira resfriada rapidamente
Figura 5 mostra as micrografias da secção transversal das tiras obtidas por solidificação rápida,
causando a degeneração da estrutura lamelar eutética com a formação globular fina das fases Į
(escura) e ȕ (brancas) ricas em chumbo e estanho respectivamente. À medida que aproxima do
ponto eutético obtém-se uma granulação mais fina devido ao menor intervalo de solidificação da
liga. Isto possibilitaria uma maior homogeneização dos microconstituintes ao longo da espessura da
tira para uma posterior conformação mecânica. O grau de anisotropia planar diminuiria com esta
microestrutura finamente dispersa (Figura 5).
(a)
20mm
(b)
(c)
Figura. 3. Bocais de acoplamento (largura 90 mm, altura 100 mm e profundidade 85 mm) junto
ao cilindro inferior (a) e (b); Detalhes da superfície superior (superfície rugosa) e inferior
(superfície lisa) da tira não conformada (c).
(a)
(b)
Figura 4. Produto final da tixolaminação da liga de 70%Pb-30%Sn vazada a 350°C mostrando
muitos pedaços/lascas de tiras (a). Tira contínua é formada para a liga 50%Pb-50%Sn vazada a
300°C (b).
Figura 5. Micrografias das seções transversais das tiras solidificadas rapidamente. Esta falta de
distribuição por igual das fases pode produzir tiras de comportamento anisotrópico e prejudicar a
conformação plástica posterior deste material.
A plasticidade das pastas metálicas pode também estar relacionada com a distribuição
morfológica dessas colônias. As microestruturas eutéticas regulares sendo substituídas pela
formação de zonas esferoidais finas de fase Į e ȕ, tornam a pasta metálica com maior característica
tixotrópica. Estas zonas induzem a superplasticidade do material durante a tixolaminação e defeitos
são minimizados, vide Figura 4.
4. CONCLUSÃO
A quantidade variada de fatores envolvidos pode gerar inúmeros defeitos na tira laminada como
trincas superficiais e laminação não contínua.
A dificuldade de controle do processo para a obtenção do produto desejado são fatores que
restringem ainda esse método de fabricação.
O aperfeiçoamento e desenvolvimento tecnológico deste novo processo de fabricação em escala
industrial possibilitam eliminação de etapas intermediárias da laminação convencional e alta
produtividade aliada à economia de custo e espaço físico.
5. AGRADECIMENTOS
Aos técnicos da Oficina da UNESP-Campus de Ilha Solteira (Depto. de Eng. Mecânica): Sr.
Marino e Sr. Edvaldo pelo suporte técnico. Somos muito gratos a Cookson Eletronics Brasil e
Foseco pelas ligas e grafite coloidal utilizadas respectivamente neste trabalho. Prof. Edmar pelo uso
do Pico TC-08 IMPAC. Sr. Valdeir e Prof. Del Rio pelas fotografias digitais.
6. REFERENCIAS
1. Hendricks, C. (1995), Strip casting technology – A revolution in the steel industry, in:
Metallurgical Plant and Technology International, vol. 18, no. 3, pp. 42-49.
2. CRAMB, A. W., ROLLET, A. Strip casting: Anticipating new routes to stell sheet.
Pittsburg: U.S. Department of Energy, 2001. (AISI/DOE Technology Roadmap Program
Office. Sponsor TBD Report no. 9707).
3. H. Bessemer, US Patent no. 409,053, (1865)
4. HAGA, T. and SUZUKI, S. A high speed twin roll caster for aluminum alloy strip.
Journal of Materials Processing Technology, p. 291-295, 2001.
5. HAGA, T., NISHIYAMA, T. and SUZUKI, S. Stri casting of A5182 alloy using a melt
drag twin-roll caster. Journal of Materials Processing Technology, p. 103-107, 2003.
6. HAGA, T. Semisolid strip casting using a twin roll caster equipped with a cooling slope.
Journal of Materials Processing Technology, p. 558-561, 2002.
7. S.A Lockyer, H. Yun Ming, J.D. Hunt and D. V. Edmonds. Microstutural defects in thin
sheet twin roll cast aluminium alloy. Materials Sciebce Forum. VI. 217-222, Part 1, 367-
372, 1996.
8. Lima Filho, A. d. P., Yamasaki, M. I. Evaluation of strip rolling directly from the semi-
solid state. Diffusion and Defect Data, Solid State Data. Part A, Defect and Diffusion
Forum. 2006. pp. 433-436.
9. Lima Filho, A. d. P., Yamasaki, M. I., dos SANTOS, S. C., ONO, L. A. Estudo
experimental da tixolaminação de tiras metálicas. In: 61° Congresso Anual da ABM, Rio
de Janeiro 24 a 27 de julho de 2006. pp.
10. LI, G., THOMAS, B. G. Transient thermal model of the continuous single-wheel thin
strip casting process. Metallurgical and Materials transactions B, Vol. 27B, No. 3 (June),
1996, pp. 509-525
METALLIC STRIPS ACHIEVED FROM RAPID SOLIDIFICATION
Márcio Iuji Yamasaki
UNESP - São Paulo State University - Department of Mechanical Engineering, Ilha Solteira,
miyamasaki@gmail.com
Antonio de Pádua Lima Filho
UNESP - São Paulo State University - Department of Mechanical Engineering, Ilha Solteira,
Suelen Cristina dos Santos
UNESP - São Paulo State University - Department of Mechanical Engineering, Ilha Solteira,
Leandro Akita Ono
UNESP - São Paulo State University - Department of Mechanical Engineering, Ilha Solteira,
Abstract: The rolling of metallic strips from the semi-solid state condition is a process of recent
manufacture, which presents countless advantages regarding the conventional processing. On basis
of this context the developed work involves an experimental analysis of this new process of
manufacture. An adaptation of the rolling mill duo was done for the tixoforming of the metal strips
using alloys of 70%Pb-30%Sn; 60%Pb-40%Sn; and 50%Pb-50%Sn. The finish of the strips was
investigated. The defects were analyzed in the sense of obtaining a strip of good quality.
Key words: Thixorolling, Rheocasting, Rapid solidification, Metallic strips.
2806
OBTENÇÃO DE TIRAS METÁLICAS ATRAVÉS DA
SOLIDIFICAÇÃO RÁPIDA
1
Leandro Akita Ono
2
Antonio de Pádua Lima Filho
3
Márcio Iuji Yamasaki
4
Suelen Cristina Santos
5
Resumo
O foco deste trabalho de pesquisa é o estudo do fluxo de pasta metálica durante a
tixolaminação de tiras da liga 70%Pb-30%Sn com espessura variando de 0,5 mm a 1,0 mm.
O procedimento experimental usa um laminador duo construído no Departamento de
Engenharia Mecânica/UNESP-Campus de Ilha Solteira. A velocidade do laminador é
controlada para obter um ótimo arraste da pasta/lama metálica quando ela é puxada pelo
cilindro inferior para ser conformada pelo cilindro superior. O laminador é alimentado com
liga metálica que tem sido vazada na calha de resfriamento. Esta possibilita um resfriamento
contínuo da liga fundida para promover a formação da pasta metálica com a necessária
estrutura reofundida para o sucesso da tixoconformação. Foi verificado nos ensaios
preliminares, que a liga 70%Pb-30%Sn fundida a 350
o
C, diferente da 50%Pb-50%Sn, não
forma uma tira contínua. Isto é devido um maior intervalo de solidificação para a primeira (75
o
C) em comparação com a última (31
o
C). Ligas com maior intervalos de solifidificação
resultam em dendritas grosseiras as quais dificultam a formação de uma pasta metálica
plástica. Neste trabalho, a liga 70%Pb-30%Sn será inoculada com enxofre antes do
vazamento, para verificar o efeito do inoculante na plasticidade da pasta metálica. Isto deve
possibilitar a obtenção de uma tira contínua desta liga. A tira metálica tixolaminada será
caracterizada pela qualidade superficial e micro-constituintes utilizando microscópio óptico e
possivelmente microscópio eletrônico de varredura (AMR-CTA).
Palavras-chave: Tixolaminação; Reofundição.
ATTAINMENT OF METALLIC STRAPS THROUGH THE FAST SOLIDIFICATION
Abstract
The focus of this research work is the study of metallic mush/slurry flow during thixorolling of
70%Pb-30%Sn alloy strips with thickness varying from 0.5mm to 1.0mm. The experimental
procedure uses a two roll high mill built at the Department of Mechanical
Engineering/UNESP- Ilha Solteira Campus. The speed of the mill is controlled to achieve an
optimum drag on the mush/slurry as it is pulled at the lower roller and formed at the upper
roller. The mill is fed with alloy that has been poured onto a cooling slope. This enables a
continuous cooling of the liquid alloy to promote the formation of metallic mush with the
necessary rheocasted structure for successful thixoforming. It was verified from preliminary
assays, that 70%Pb-30%Sn alloy cast at 350°C, unlike 50%Pb-50%Sn, does not form a
continuous strip. This is due to a higher solidification interval for the former (75°C) in
comparison with the latter (31°C). Alloys with higher solidification intervals result in coarse
dendrites which make it difficult to obtain a plastic mush. In this work, the 70%Pb-30%Sn will
first be inoculated with sulfur before pouring, to verify the inoculant’s effect on the plasticity of
the metallic mush. This should make it possible to obtain a continuous strip from this alloy.
The thixorolled metallic strip will be characterized by surface quality and micro-constituent
utilizing optical microscopy and possibly scanning electronic microscopy (AMR/CTA).
Key words: Thixorolling; Rheocasted.
1
Contribuição técnica ao 62° Congresso Anual da ABM – Internacional, 23 a 27 de julho de 2007,
Vitória – ES, Brasil.
2
UNESP – Universidade Estadual Paulista - Depto. de Engenharia Mecânica , Ilha Solteira,
3
UNESP - Depto. de Engenharia Mecânica , Ilha Solteira, [email protected]
4
UNESP –Depto. de Engenharia Mecânica , Ilha Solteira, [email protected]
5
UNESP –- Depto. de Engenharia Mecânica , Ilha Solteira, [email protected]
62º Congresso Anual da ABM / 62nd ABM International Annual Congress
2807
1 INTRODUÇÃO
O objetivo do trabalho é laminar tiras metálicas de alto intervalo de solidificação
através de um laminador duo irreversível, onde através de uma única laminação
obteríamos tiras conformadas, ao contrário do processo convencional que
necessitaria de uma cadeia de laminadores. Dessa maneira, o uso desse método
seria viável, pois haveria grande economia de energia e espaço físico.
A idéia de laminar uma chapa metálica diretamente a partir do metal líquido, sem
reaquecimento foi idealizada inicialmente por Sir Henry Bessemer após realizar
alguns experimentos. Bessemer registrou a sua patente em 1857. O interesse dessa
tecnologia voltou a ser investigada no início dos anos de 1980 e tem permitido um
grande avanço tecnológico no processo, juntamente com a injeção de pastas
metálicas.
O processamento de tiras metálicas a partir do estado líquido tem sido adaptado
junto aos laminadores de dois cilindros para produzir tiras de ligas metálicas
tixoconformadas A liga metálica semi-sólida obtida através do resfriamento contínuo
em uma calha (cooling slope) produz a pasta semi-sólida que alimenta o laminador.
O cilindro inferior arrasta a pasta metálica que vai ser conformada pelo cilindro
superior.
(1)
Existem quatro possibilidades de utilização do laminador duo, que é esquematizado
na Figura 1. Utilizamos à técnica do “single roll”, ou seja, utilizando apenas o cilindro
inferior (cilindro de solidificação) para obter tiras solidificadas rapidamente, Figura 2.
A obtenção de tiras diretamente do estado líquido tem várias vantagens sobre o
processamento convencional, por exemplo, solidificação rápida (granulação fina),
pequena força de separação entre os cilindros porque a tensão de escoamento do
semi-sólido é menor do que a do metal sólido – não necessitando cilindros de aço, e
assim baixo custo do equipamento. Neste contexto, Garcia
(2)
cita que: “A fabricação
de fios ou tiras metálicas diretamente do estado líquido já é uma realidade industrial,
tanto na forma de estruturas amorfas quanto na forma cristalina, e seriam de difícil
produção convencional em função das limitações de plasticidade de alguns
materiais”.
62º Congresso Anual da ABM / 62nd ABM International Annual Congress
2808
Figura 1. Processo convencional de tiras de liga de alumínio (a); processo de arrasto do fundido pelo
laminador duo (b); processo convencional para obter tiras de aço (c); processo de injeção de fundido
no laminador duo (d).
(3)
Figura 2. Ilustração do processo utilizando apenas o cilindro inferior “Single Roll” – O fundido é
vazado no cilindro e a tira é solidificada.
(3)
Por outro lado, algumas desvantagens podem ser listadas: possível agarramento da
tira nos cilindros, limitações das ligas metálicas que podem ser processadas e baixa
velocidade dos cilindros.
Geralmente, cilindros de aço são substituídos por cilindros de cobre para produzir um
resfriamento rápido da pasta metálica. Isto possibilita uma maior velocidade de
processamento e evita a aderência da tira no cilindro durante a fabricação. A maior
velocidade do cilindro produzirá uma menor espessura da tira. Este processamento
permite obter tiras de espessura maior do que 1 mm a uma velocidade de até 60 m/min.
(3)
O acoplamento é muito simples da calha de resfriamento com os cilindros do laminador,
Figura 3. Este acoplamento não necessita nenhuma modificação dos cilindros de
laminação. O cilindro inferior do laminador provoca o arrastamento da pasta metálica para
ser conformada pelo cilindro superior. A inclinação da calha de resfriamento é 60° e o
comprimento de contato entre o metal fundido e a calha de resfriamento é 100 mm.
(3)
62º Congresso Anual da ABM / 62nd ABM International Annual Congress
2809
Figura 3. Ilustração esquemática mostrando a combinação da calha de resfriamento com o cilindro
de laminação e forma de obter fundido semi-sólido (“semi-solid casting”) diretamente da fase líquida
(reofundição).
(3)
A microestrutura da tira fundida usando esta técnica é muito fina devido à
solidificação rápida imposta pelas condições de processamento que ocorrem
durante a laminação do material.
(1)
O material durante o processamento passa do
estado liquido para lama metálica e estado pastoso para ser conformado pelo
cilindro superior do laminador. Este processo tem sido denominado de
tixolaminação. Outras técnicas de fabricação aplicam uma pressão para melhorar o
contato do fundido com os cilindros para obter um melhor acabamento da superfície
laminada.
(4)
2 MATERIAIS E MÉTODOS
A Figura 4 mostra o laminador duo modificado para o processamento em semi-sólido
neste trabalho. A liga 70%Pb-30%Sn foi vazada no tundish (bocal que recebe o
fundido) onde é escoada através de uma calha de resfriamento para obter o material
semi-sólido. Um bocal nozzle foi acoplado junto ao cilindro inferior para receber o
material proveniente da calha de resfriamento. Três termopares tipo K estão
posicionados a partir do tundish e espaçados aproximadamente de 100 mm ao longo
da calha de resfriamento, o bocal acoplado junto a cilindro tem um termopar tipo K
acoplado, bem como o cilindro inferior e o sistema de refrigeração do laminado. Para
esse projeto utilizamos a técnica do Single Roll, ou seja, laminação feita apenas com
o cilindro inferior de maneira a obter tiras resfriadas rapidamente, assim o
espaçamento entre os cilindros foi deixado de tal forma que o material pudesse ser
resfriado pelo cilindro inferior sem sofre conformação pelo cilindro superior. A tira é
resfriada rapidamente por um chuveiro de água após passar pela cadeira do
laminador.
62º Congresso Anual da ABM / 62nd ABM International Annual Congress
2810
Figura 4: Laminador duo utilizado pelo grupo de pesquisa na obtenção de tiras metálicas.
A taxa de resfriamento e deformação, ou seja, a velocidade dos cilindros pode ser
variada para obter a máxima produtividade sem afetar a qualidade da tira. Tabela 1
mostra os dados do laminador modificado para este experimento.
Tabela 1. Dados do laminador.
Potência do motor
elétrico
7,5cv; 1735 rpm
Diâmetro 105 mm
Largura 101 mm
Material Aço carbono cementado
Marcha rpm m/min
1 46 15
2 85 28
3 132 44
Cilindros
Velocidade
4 195 117
3 RESULTADOS
A Figura 5 mostra o perfil das temperaturas obtidas ao longo do processamento.
Observa-se o aumento da temperatura dos cilindros. Isto poderia causar uma
modificação microestrutural. Temperaturas maiores da calha de resfriamento são
obtidas junto ao bocal (nozzle). A Figura 6 mostra a tira obtida.
Figura 5. Evolução do perfil térmico ao longo do processamento. T
v
= 375 °C (temperatura de
vazamento); V
c
= 0,46 m/s (velocidade dos cilindros).
62º Congresso Anual da ABM / 62nd ABM International Annual Congress
2811
Figura 6. Tira obtida com os defeitos superficiais.
A Figura 6 mostra alguns defeitos ocorridos durante a laminação, como a formação
de imperfeições, trincas e furos. Os furos podem ser formados pela não
uniformidade no fluxo de fundido que chega ao laminador, uma vez que, o processo
de vazamento do fundido é manual.
4 DISCUSSÃO
Velocidades de solidificação rápida implicam que o calor sensível da liga metálica fundida
tem que ser removido mais rapidamente pelos cilindros do que o material sendo
processado na máquina de lingotamento. Então, o controle da velocidade superficial dos
cilindros pode gerar tiras de diferentes qualidades mecânicas/metalúrgicas.
As trincas observadas na Figura 6 são defeitos que comprometem seriamente a
estrutura de peças fundidas e lingotes e podem levar até mesmo a um descarte de
volumes significativos de uma produção em série e são geralmente classificadas em
trincas frias e gotas quentes (hot tears). As trincas frias são provocadas pelas
tensões que surgem durante o resfriamento, causadas ou pela resistência do molde
ou por restrições à contração de seções mais delgadas ou por seções mais
espessas que se resfriam mais lentamente. Essas trincas estão consequentemente
relacionadas com a geometria da peça e ao projeto do sistema de fundição.
Um primeiro tipo de gota quente que surge durante o resfriamento da tira se
desenvolve em regiões nas quais acontece o estágio final do processo de
solidificação e é típico de ligas com grandes intervalos de solidificação.
(1)
Essas
regiões ficam isoladas do líquido e são caracterizadas por dendritas primárias
separadas por um filme de metal líquido, e as tensões de contração que
acompanham esse final de solidificação podem ser suficientes para a formação
desse gênero de trincas.
Nota-se também que a geometria da tira foi próxima da geometria do bocal acoplado ao
cilindro, dessa maneira, a tira laminada obteve a mesma largura da saída do bocal.
5 CONCLUSÃO
O grande potencial desse novo processamento é a economia de energia e etapas
necessárias à conformação plástica a quente e a frio dos metais e ligas metálicas.
Este processamento em um futuro breve poderá substituir o lingotamento contínuo
aplicado em produtos ferrosos e não-ferrosos para posterior processamento
62º Congresso Anual da ABM / 62nd ABM International Annual Congress
2812
termomecânico. Dessa forma, o processamento convencional requer um consumo
de grande quantidade de energia, espaço físico para instalação dos laminadores,
alto custo de operação e a necessária manutenção periódica.
Para ser competitiva no mercado, pelo menos, a tixolaminação e a solidificação
rápida de tiras têm por finalidade produzir uma tira metálica com qualidade
metalúrgica igual ou superior ao material laminado a quente.
A contribuição deste trabalho será otimizar o processamento de tiras metálicas
obtidas diretamente do estado líquido e capacitar à equipe envolvida a simular
outras ligas metálicas de elevadas temperaturas de fusão. Estas serão
caracterizadas pela microestrutura, distribuição e tipo de inclusões, propriedades
mecânicas e controle geométrico da tira.
A pesquisa ainda em caráter de desenvolvimento mostrou um grande desafio a ser
alcançado: Como controlar as variáveis do processo de forma a obter tiras uniformes
e com mínimo de defeitos? A resposta é realizar bateria de testes a fim de aprimorar
o controle dessas variáveis.
Agradecimentos
Ao Prof. Dr. Antonio de Pádua Lima Filho pela orientação.
Aos técnicos Darcy, Edvaldo, Marino e Ronaldo do Departamento de Engenharia
Mecânica pelo suporte técnico durante os ensaios realizados.
Ao Prof. Dr.Edson Del Rio Vieira , o Sr. Elias e o Sr. Moisés pelas fotografias e
filmagens digitais.
A Cookson Electronics Brasil pela liga utilizada neste trabalho.
Ao mestrando Márcio Iuji Yamasaki pelo apoio durante a realização dos testes
experimentais.
A Foseco Industrial e Comercial Ltda pelo desmoldante empregado.
REFERÊNCIAS
1 GARCIA, A. Solidificação:
fundamentos e aplicações. Editora Unicamp. 2001.
2 HAGA, T.; SUZUKI, S. A high speed twin roll caster for aluminum alloy strip.
Journal of Materials Processing Technology, 113, 291-295, 2001.
3 HAGA, T. Semisolid strip casting using a twin roll caster equipped with a cooling
slope. Journal of Materials Processing Technology. 130-131, 558-561, 2002.
4 HAGA, T.; NISHIYAMA, T.; SUZUKI, S. Strip casting of A5182 alloy using a melt
drag twin-roll caster. Journal of Materials Processing Technology. 133, 103-107,
2003.
62º Congresso Anual da ABM / 62nd ABM International Annual Congress
FABRICAÇÃO E CARACTERIZAÇÃO DE TIRAS DE LIGAS
METÁLICAS FUNDIDAS COM BAIXO INTERVALO DE
SOLIDIFICAÇÃO
1
Antonio de Pádua Lima Filho
2
Márcio Iuji Yamasaki
3
Leandro Akita Ono
3
Alcides Padilha
4
Resumo
O processamento de tiras de ligas metálicas diretamente do estado líquido tem
como objetivo a economia de energia em comparação com o processamento
convencional. Este trabalho mostra a fabricação de tiras metálicas diretamente do
estado líquido
passando para o estado semi-sólido empregando a liga Sn37%Pb,
próxima ao ponto eutético, com intervalo de solidificação de 3 °C e temperatura de
fusão de 185 °C aproximadamente. O cilindro inferior arrasta o material semi-sólido
para ser conformado pelo cilindro superior do laminador (tixolaminaçã
o). A tira semi-
sólida fundida também foi fabricada usando somente o cilindro inferior pelo
afastamento do cilindro superior do laminador. Esta tira foi laminada para verificar a
evolução da microestrutura. Uma placa do material foi fundida e laminada para obter
tira met
álica convencional para comparação. As tiras foram cortadas em blanks
(discos metálicos) para verificar o comportamento mecânico na estampagem
profunda e estiramento (ironing). Um comportamento isotrópico foi observado nas
tiras não convencionais resultado da não direcionalidade da microes
trutura. Defeitos
nas tiras semi-sólidas fundidas são brevemente analisados.
Palavras-chave: Tiras metálicas semi-sólidas fundidas; Estampagem profunda;
Estiramento; Anisotropia; Tixolaminação.
MANUFACTURING AND CHARACTERIZATION OF CAST METALLIC ALLOY STRIPS
WITH LOW SOLIDIFICATION INTERVAL
Abstract
Processing of metallic alloy strips directly from the liquid state has as a distinct energy saving
advantage over conventional processing. This work shows the processing of metallic strip
directly from the liquid state to the semi solid state employing the Sn37%Pb alloy having
a
solidification interval of 3 °C and melting temperature of approximately 185 °C. A lower roll
drags the semi-solid material which is then formed by an upper roll (thixorolling). The semi
solid strip cast was also produced using only the lower roll. This strip was rolled to reveal
the
evolution of the microstructure, and for comparison, a plate of the alloy was cast and rolled to
obtain conventional strip. The strips were cut in blanks to determine the mechanical
behaviour during deep drawing and ironing. An isotropic behaviour was observed in the
non-
conventional strip indicating an alignment fault in the microstructures. Defects of the semi
solid strip casting are briefly analyzed.
Key words: Semi solid strip casting; Deep drawing and ironing; Anisotropy; Thixorolling.
1
Contribuição técnica ao 63° Congresso Anual da ABM, 28 de julho a 1° de agosto de 2008,
Santos, SP, Brasil
2
UNESP-Campus de Ilha Solteira – Depto. de Eng. Mecânica - Eng. Metalúrgico pela EEIMVR-
UFF; Mestre em Ciência pelo ITA; Dr. pela University of Sheffield – Inglaterra.
3
Engenheiro Mecânico, UNESP–Campus de Ilha Solteira. Departamento de Engenharia
Mecânica.
4
UNESP-Campus de Bauru – Depto. de Eng. Mecânica - Eng. Mecânico pela Faculdade de
Engenharia de Bauru; Mestre em Engenharia Mecânica pela UFRJ-COPPE; Dr. em Engenharia
Mecânica pela UNICAMP, Livre Docente pela UNESP-Campus de Bauru.
1250
63º Congresso Anual da ABM
1 INTRODUÇÃO
A primeira idéia de fabricar tiras metálicas diretamente do estado líquido foi
concebida pelo Sir Henry Bessemer
(1)
o qual impulsionou a Revolução Industrial pela
fabricação de aço em larga escala. A sua idéia era realizar o vazamento da liga no
estado líquido entre dois cilindros dispostos verticalmente para produzir tiras
metálicas
fundidas. Desde então, a necessidade de economia de energia devido ao
crescimento populacional e uso de fontes de energia não renováveis a base de
petróleo causando problemas ambientais, foram determinantes para realizar
pesquisas sobre fonte
s alternativas de energia e novos processos de fabricação.
Assim, a fabricação de tiras metálicas obtidas diretamente do estado líquido está
sendo cada vez mais pesquisada para substituir os processos convencionais
visando economia de energia
e de espaço físico. Tiras metálicas são amplamente
usadas nas indústrias automotivas e de eletrodomésticos.
Os processos tradicionais de fabricação de tiras metálicas para conformação
mecânica passam por diversas etapas, lingotamento (convencional ou contínuo),
re
sfriamento, pátio de inspeção de lingotes e placas, pré-aquecimento e laminação a
quente, trem de laminação, bobinagem, limpeza, laminação a frio, forno de
recozimento contínuo ou em caixa, e acabamento final.
Os processos contínuos
de fabricação de tiras fundidas são muito mais complexos,
pois envolvem muitas variáveis, por exemplo: fluidez (relacionado à composição
química e temperatura de vazamento), intervalo de solidificação das ligas metálicas,
velocidade de solidificação, transporte de massa e
calor, controles estático (fluxo de
alimentação da liga fundida) e dinâmico (velocidade dos cilindros), segregação de
fase durante a fabricação, e altura do metal fundido no bocal de acoplamento junto
aos cilindros.
As taxas de resfriamento para fabricação
de tiras metálicas fundidas são bem mais
elevadas (1.500°C/s – 2.000°C/s)
(2)
do que aquelas empregadas no lingotamento
contínuo (0,5°C/s - 3°C/s).
(3)
Assim, o controle das variáveis é bem mais complexo e
fundamental para produzir tiras metálicas de qualidade para substituir as tiras
metálicas obtidas pelo processo convencional.
Existem seis rotas de fabricação de tiras metálicas diretamente do es
tado líquido: 1.
empregando um único cilindro (cilindro de solidificação) usado para o arrastamento
do metal fundido; 2. participação de dois cilindros-duo (disposição vertical ou
horizontal); 3. cilindro cintado, 4. dois cilindros cintados; 5. roda cintada; e 6.
deposição por spray.
(4)
O processo 5 é denominado de “Hazelett”.
(5)
Praticamente, apenas três rotas têm potencial para a produção industrial: 1. cilindro
de solidificação; 2. dois cilindros na posição horizontal, isto é, o cilindro inferior
arrasta o material no estado semi-sólido para ser conformado pelo cilindro superior;
e 3. dois cilindros de solidificaçã
o na posição vertical (o metal líquido é mantido pela
ajuda de barreiras laterais).
(6)
Os cilindros são usados para extrair calor sensível e latente do metal durante o
processamento. Assim, cilindros de cobre e aço internamente refrigerados por água
têm sido usados para a produção de tiras metálicas ferrosas
(7)
e não ferrosas
passando pelo estado semi-sólido.
(8-10)
O processamento de tiras metálicas no
estado semi–sólido tem sido recentemente empregado para a produção contínua de
compósitos com matriz metálica.
(11)
Neste trabalho, os autores empregam os processos de cilindro único e duo na
posição horizontal para a fabricação de tiras metálicas diretamente do estado líquido
passando pelo estado semi-sólido. Uma placa é lingotada e laminada para ob
ter tira
1251
63º Congresso Anual da ABM
metálica pelo método convencional. Das tiras obtidas, são realizadas análises para
caracterização mecânica através da estampagem profunda seguida de ironing, e
metalográfica. As ligas Pb/Sn têm microestrutura parecida com as ligas de alumínio.
Assim, os dado
s obtidos na simulação podem ser usados para ligas de maior ponto
de fusão.
2 MATERIAL E MÉTODOS
2.1 Laminador Duo Empregado
A Figura 1 mostra um esquema e fotografias de parte do laminador duo adaptado
para a fabricação de tiras metálicas diretamente do estado líquido aplicando o
processamento por cilindro único e duplo (tixolaminação). A tira processada por
cilindro único no estado semi-sólido foi posteriormente laminada para verificar o
efeito sobre a microestrutura. Uma lingoteira de dimensões de 10 mm x 45 mm x 200
mm foi construída para a fundi
ção de placa visando à laminação de tira metálica
convencional.
Os cilindros do laminador são feitos de aço ao carbono comum com 105 mm e 101
mm de diâmetro e comprimento respectivamente. A superfície dos cilindros tem um
acabamento até a lixa 1200. Este
laminador permite a utilização de quatro
velocidades superficiais dos cilindros: 15 m/min; 28 m/min; 44 m/min; e 177 m/min. A
velocidade dos cilindros de 15 m/min tem mostrado o melhor resultado e assim é
usada neste trabalho.
2.2 Liga Utilizada
Um cadinho de 500 ml é us
ado para fundir a liga Sn37%Pb num forno elétrico
(6.600 w / 220 V) antes do vazamento num tundish de 80 ml a uma vazão de
aproximadamente 13 ml / s sobre a calha de resfriamento para obter o material semi-
sólido. A temperatura de fusão e o intervalo de s
olidificação desta liga são
respectivamente de 185°C e 3°C. A composição química desta liga está próximo ao
ponto eutético (temperatura do eutético de 183°C com 61,9%Sn) e assim apresenta
elevada fluidez. A temperatura de vazamento foi controlada para obter
uma tira
metálica semi-sólida de boa qualidade.
2.3 Controle da Operação de Vazamento e Produção do Material Semi-Sólido
O óxido / escória de Sn/Pb na superfície do banho metálico foi removido
mecanicamente do cadinho e a temperatura de vazamento foi medida com um
termopar de imersão tipo K de 3 mm de diâmetro.
O tundish
foi projetado para ter um controle estático durante a operação de
vazamento que alimenta continuamente a calha de resfriamento para produzir o
material semi-sólido a uma distância de aproximadamente 130 mm. Esta calha é
feita de aço ao carbono
comum na forma “v” com uma abertura na extremidade para
permitir o material semi-sólido alimentar o bocal com formato de nariz, posicionado
junto ao cilindro inferior do laminador (cilindro de solidificação). A inclinação da calha
de resfriamento é aproximadamente 21°.
1252
63º Congresso Anual da ABM
2.4 Geometria do Bocal que Mantém o Material Semi-Sólido
O bocal é pré-aquecido para evitar a pré-solidificação do material semi-sólido e
assim manter a largura da tira metálica durante o tempo de fabricação. Uma boa
interface bocal/cilindro inferior evita o vazamento do material semi-sólido durante o
processamento
. O bocal tem um volume de aproximadamente 100 ml com
dimensões de 45 mm de largura, 45 mm e 81 mm em profundidade na parte inferior
e superior respectivamente, e 55 mm de altura. O arco de contato entre o cilindro e a
superfície do bocal é em torno de 50 mm (D
1
= 60°) e desse ponto até ao plano de
saída do laminador é 63 mm (D
2
= 69°).
2.5 Instrumentação do Aparato Experimental
A calha de resfriamento para fabricar o material semi-sólido é instrumentada por três
termopares (T
1
, T
2
e T
3
). Os termopares T
4
e T
5
acompanham a evolução de
temperatura no bocal e no cilindro inferior respectivamente. Um eletrodo de grafite é
usinado para acomodar o termopar T
5
junto ao cilindro inferior. Todos os termopares
empregados são do tipo K de 3 mm de diâmetro.
Bomba de água
90 W
3400 rpm
T
1
T
2
T
3
T
4
T
5
Processamento por
Cilindro Duplo
T
1
T
2
T
3
T
4
T
5
Processamento por
Cilindro Único
Figura 1. Esquema do laminador duo mostrando o processamento por cilindro duplo e cilindro único.
Fotografias mostrando o bocal junto ao cilindro inferior e a calha de resfriamento instrumentada para
produzir o material semi-sólido.
1253
63º Congresso Anual da ABM
2.6 Fabricação dos Blanks para Estampagem Profunda e Ironing
matriz. O copo foi
xtraído da matriz de ironing pela ajuda de um extrator (Figura 2).
Um ferramental de corte foi projetado e construído para a fabricação de blanks de
40,2 mm de diâmetro numa prensa excêntrica de 12 tf. Estes blanks são necessá
rios
para a caracterização mecânica das tiras metálicas obtidas através da estampagem
profunda e ironing realizada numa prensa hidráulica marca Heckert de capacidade
de 980,7 kN (100 tf) a uma velocidade de 0,4 mm/s.
A matriz de estampagem tem um diâmetro interno de
23,7 mm e o punção de 20,7
mm e um anel de anti-rugas foi usado durante a operação de estampagem. Quatro
matrizes de estiramento (ironing) foram fabricadas com diâmetros de 23,4 mm, 22,3
mm, 21,8 mm e 21,6 mm para reduzir o diâmetro externo do copo de 23,7 mm
mantendo
constante o diâmetro interno de 20,7 mm. A primeira matriz de ironing
teve como objetivo ajustar a peça junto ao punção para as etapas seguintes. Assim
o segundo, terceiro e quarto estiramentos foram realizados para ter uma redução
verdadeira na espe
ssura de 0,41, 0,35 e 0,15 respectivamente para distribuir
suavemente a deformação plástica e evitar falha. O punção tem um furo central e
lateral de 1 mm para facilitar a retirada do produto conformado da
e
Figura 2. Ferramental de estampagem profunda e ironing como indicado.
.7 Sistema de Aquisição de Dados e Sinais
esfera de aço para obter acurácia na medida da
arga de conformação (Figura 3).
2
Uma célula de carga de capacidade de 4,9 kN (500 kgf) apresentando uma curva de
calibração de F = 490,5 V (F e V significam forçaemNewton e Volts,
respectivamente) foi usada para obter a força
de estampagem e ironing. A célula de
carga foi posicionada sobre uma
c
Figura 3. Fotografias ilustrativas no posicionamento da matriz na célula de carga durante a operação
de conformação.
1254
63º Congresso Anual da ABM
Um osciloscópio de memória digital Tecktronics TDS 210, um indicador digital de
deformação (modelo TMDE) e um microcomputador básico de 133MHz Pentium IBM
com 48Mb de RAM com um software Wavestar compõem o sistema de aquisição de
sinais e dados da carga
ao longo do tempo. Um sistema de aquisição de dados
completa a instrumentação do aparato experimental, formada por uma interface
ico TC-08 IMPAC) que registra as te(P mperaturas versus tempo durante a
sólidas.
lta.
semi-sólida fundida com largura de
45 mm aproximadamente. Um controle dinâmico
fabricação das tiras metálicas semi-
3 RESULTADOS E DISCUSSÃO
3.1 Efeito da Fluidez na Fabricação da Tira Semi-Sólida Fundida
A Figura 4 ilustra o acabamento das tiras semi-sólidas da liga Sn/37%Pb vazadas a
280°C e 220°C aproximadamente. A temperatura de vazamento de 220°C produz
uma largura que segue o gabarito
do bocal previamente aquecido. O bocal cerâmico
como construído e pintado com grafite coloidal (Dycote Dr 178), tem suportado
diversas simulações e não é suscetível de erosão e quebra. A velocidade de
15 m/min dos cilindros do laminador foi suficiente para promover
a solidificação do
material semi-sólido para um arco de contato de 50 mm com o cilindro inferior num
tempo de 0,2 s.
Por outro lado, a tira vazada a 280°C não segue a largura do bocal de 45 mm e
espalha sobre o cilindro de solidificação devido ao
alto grau de molhamento. Assim,
maiores temperaturas de vazamento necessitam maior tempo de contato com o
cilindro de solidificação ou a sua maior capacidade de extração de calor. De fato, a
quantidade da fase sólida no material pastoso diminui com o s
uperaquecimento da
liga fundida, e maior quantidade de calor latente deve ser removido pelo cilindro
inferior num menor intervalo de tempo. O controle da velocidade dos cilindros é uma
outra variável importante para obter uma solidificação adequada do material semi-
sólido para produzir tiras metálicas semi-só
lidas fundidas de boa qualidade.
A superfície da tira solidificada sobre o cilindro de solidificação produz uma
superfície de bom acabamento. Por outro lado, a superfície que solidifica voltada
para a atmosfera é extremamente rugosa e não propícia para a
estampagem
principalmente para temperatura de vazamento a 280°C. Neste caso, uma
laminação posterior pode garantir uma superfície lisa. Problemas de aderência das
tiras sobre os cilindros não ocorreram para as condições aplicadas.
Guardas e guias não são
necessários na cadeira de laminação para garantir o
linhamento das tiras semi-sólidas fundidas durante o processamento. Então, um a
equipamento compacto e assim de fácil manutenção e preparação resu
3.2 Variação da Largura e Espessura da Tira Semi-sólida Fundida
A Figura 5 mostra a variação da espessura
e largura ao longo do comprimento da
tira semi-sólida fundida a 220°C. Tanto a largura quanto a espessura aumentam das
extremidades para a região central da tira metálica. A região central é relacionada
ao nível máximo atingido pela piscina do material semi-sólido
no bocal durante o
processamento. Então, existe um período de transiente inicial (cabeça da tira),
estado estacionário (parte central) e um período de transiente final (cauda da tira).
A geometria do bocal e seu pré-aquecimento
garantem a produção da tira metálica
1255
63º Congresso Anual da ABM
deve ser aplicado para ajustar a velocidade dos cilindros. Isto pode diminuir perdas
nas extremidades das tiras e assim obter o máximo de eficiência do processo.
Figura 4. Comparação do acabamento da superfície voltada para atmosfera da tira semi-sólida para
duas temperaturas de processamento como indicadas e o material retido na soleira do bocal
cerâmico (nozzle) após o ensaio.
0
0,5
1
1,5
2
024681012
Comprimento,m
E s pes s ura, mm
0
10
20
30
40
50
024681012
Comprimento, m
Largura,mm
Figura 5.Bobina da tira semi-sólida fundida a 220°C e estágios obtidos ao longo da tira. Perfis da
espessura e largura da bobina da tira semi-sólida fundida.
3.3 Tira Metálica Tixolaminada e Perfis de Temperaturas de Processamento
O processo de tixolaminação foi usado para conformar a superfície que se solidifica
voltada para a atmosfera e assim um melhor acabamento é obtido. Uma economia
de energia ocorre, pois não é necessária a posterior laminação no estado sólido
. A
força de tixolaminação consiste de duas partes: a primeira para conformar a
lama/pasta metálica levada pela casca metálica; a segunda parte consiste em
conformar a casca metálica (região coquilhada) a qual tem maior
tensão de
escoamento. Assim, a conformação de áreas heterogênea ocorre.
Durante a tixolaminação tensões de origem térmica desenvolvem na interface casca
coquilhada/cilindro de solidificação a qual transporta o material semi-sólido
1256
63º Congresso Anual da ABM
superaquecido. Tensões de origem mecânica também originam pela pressão
aplicada pelos cilindros do laminador.
Então, é necessário controlar a espessura da tira semi-sólida fundida formada pela
casca coquilhada que arrasta o material semi-sólido em sua superfície
a fim de
prever a distância entre os cilindros do laminador. As temperaturas de vazamento
testadas foram de 220°C, 240°C e 260°C. Para todas as temperaturas empregadas,
a parte do transiente inicial (cabeça da tira) não foi contínua. Isto pode ser explicado
pela alta
extração de calor dos cilindros os quais estão na temperatura ambiente no
início do processo, e pela pressão dos cilindros. Com o prosseguimento da
tixolaminação, a temperatura dos cilindros aumenta e um pedaço de tira contínua
res
ulta para todas as condições (Figura 6).
O aumento na largura foi causado pela tensão de compressão dos cilindros sobre as
duas partes da tira semi-sólida fundida a 220°C e 240°C. Por outro lado, somente
parte da tira é conformada para temperatura de processamento de 260°C. Isto pode
ser
explicado pela elevada fluidez da liga, não criando uma espessura suficiente
para a tixolaminação. Então, a temperatura para tixolaminação deve variar entre
220°C e 240°C. Naturalmente, o aumento da força de separação entre os cilindros
ocorre quando menor for o e
spaçamento entre eles. Como resultado, defeitos de
bordas como trincas nas tiras tixolaminadas ocorreram para uma distância entre
cilindros menor de 1 mm.
0
20
40
60
80
100
120
140
0 102030405060
Tempo, s
Temperatura, °C
T1 T2 T3 T4 T5
Figura 6. Tira tixolaminada obtida pela temperatura de vazamento de 220°C, 240°C e 260°C para
distância entre cilindros de 1,2 mm. A tira tixolaminada a 240°C foi usada para obtenção de blanks
para a caracterização mecânica. Perfis de temperatura de processamento.
3.4 Caracterização Mecânica
A Figura 7 mostra o resultado dos testes de estampagem profunda e ironing. A
relação entre o diâmetro do blank (40,2 mm) pelo diâmetro do punção (20,7 mm)
resulta numa razão limite de estampagem (LDR) de 2,0 aproximadamente. O
diâmetro do punçã
o de 18 mm testado resultou na falha do copo estampado. As
propriedades mecânicas das tiras obtidas não convencionalmente (tira metálica
semi-sólida fundida, tira metálica semi-sólida fundida laminada, e tixolaminada)
mostraram boa conformabilidade comparável às tiras fabricadas
convencionalmente.
Praticamente, orelhas não formaram nas tiras não-convencionais. Isto indica um
maior grau de isotropia em relação às tiras convencionais. Assim, menor perda de
material resulta da necessária usinagem das orelhas do copo estampado. A
deformação verdadeira total na espess
ura na operação de ironing foi de 92%
aproximadamente. A espessura do copo estampado aumenta devido às tensões
circunferenciais de compressão geradas durante a operação de estampagem.
1257
63º Congresso Anual da ABM
Figura 7. Copos obtidos através da estampagem profunda e ironing das tira semi-sólida fundida a
220°C (a), tira semi-sólida fundida laminada (b), tixolaminada a 240°C (c) e laminada
convencionalmente (d). Exemplo da seqüência da operação de estiramento (e).
3.5 Evolução Microestrutural
A Figura 8 mostra as microestruturas dos materiais obtidos: tira semi-sólida fundida,
tira semi-sólida fundida laminada, tira tixolaminada e tira laminada. A microestrutura
da tira semi-sólida fundida apresenta uma região de formação eutética e com
tendência a des
agregar em direção da face voltada para a atmosfera. A tira semi-
sólida fundida laminada apresenta uma microestrutura refinada indicando a
coalescência da fase D rica em chumbo de cor preta. Isto propicia um material mais
favorável para a deformação pl
ástica. A tira tixolaminada apresenta uma
microestrutura refinada com a agregação da fase D dispersa numa matriz E rica em
estanho (branca). Esta agregação foi causada pela compressão dos cilindros no
material pastoso rico em dendritas
D. A tira laminada apresenta uma microestrutura
orientada que causou a anisotropia do material (Figura 7 (d).
4 CONCLUSÃO
As diversas simulações usando ligas de Pb/Sn têm revelado que a composição
química, temperatura de vazamento, velocidade dos cilindros, controle da
temperatura
do bocal junto ao cilindro inferior, superfície de acabamento dos
cilindros e geometria do tundish (panela intermediária) têm efeito significante na
qualidade do produto. Aparentemente a velocidade dos cilindros de 15 m/min e
temperatura de vazamento entre 220°C a 260°C foram condições de processamento
ade
quadas para a fabricação de tiras semi-sólidas fundidas. O controle para a
tixolaminação para a liga empregada Sn/37%Pb é mais rigoroso para obter uma tira
contínua devido à elevada fluidez dessas ligas próximas ao ponto eutético. Maiores
temperaturas de vazamento e
fluidez precisam de maior tempo de contato com o
cilindro inferior para a solidificação completa.
1258
63º Congresso Anual da ABM
Figura 8. Microestruturas das tiras obtidas.
Agradecimentos
Somos muito gratos à FAPESP pela Bolsa de Iniciação Científica de Leandro Akita
Ono e meu amigo Nielsen Kann pela sua gentileza na revisão do abstract.
REFERÊNCIAS
1BESSEMER, H. U. S. Patent, Report No. 49053, 1865.
2CRAMB, A. W., ROLLET, A., Strip casting:
Anticipating new routes to steel sheet.
Pittsburg: U.S. Department of Energy, 2001. (AISI/DOE Technology Roadmap
Program Office. Sponsor TBD Report no. 9707).
3GARCIA, A., SPIM, J. A., SANTOS, C. A. d., CHEUNG; N. Lingotamento contínuo
de aços. São Paulo: Associação Brasileira
de Metalurgia e Materiais, 2006.
4 LI, G., THOMAS, B. G. Transient thermal model of the continuous single-wheel
thin-strip casting process. Metallurgical and Materials Transactions B, v. 27B, n. 3,
p. 509-525, 1996.
5CAMPOS FILHO, M. P., DAVIES, G. J. Solidificação e fundição de metais e suas
ligas. São Paulo: Editora da Universidade de
São Paulo, 1978.
6CHANG, F. C. Numerical simulation of MHD for electromagnetic edge dam in
continuous casting, Oct 19 1999. Disponível em:
http://www.osti.gov/bridge/serlets/purl/11726-I0ASMb/webviewable/. Acesso em:
22 jan. 2008.
7 SAHAI, Y., GRUPTA, M. Simulation and analysis of thin strip
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Intelligent Processing and Manufacturing of Materials (IPMM’99), Honolulu, Hi,
USA, v. 1, p. 119-127, July 1999.
8 LIMA FILHO, A. d. P., Yamasaki, M. I. Evaluation of strip rolling directly from the
semi-solid state, Solid State Phenomena, Trans Tech Publications, Switzerland,
vols. 116-117, p. 433-436, 2006.
1259
63º Congresso Anual da ABM
9 LIMA FILHO, A. d. P., YAMASAKI, M. I., SANTOS, S. C., ONO, L. A. Estudo
experimental da tixolaminação de tiras metálicas. In: 61° CONGRESSO ANUAL
DA ABM, 2006, Rio de Janeiro. SÃO PAULO: ABM, 2006. 1 CD.
10 LIMA FILHO, A. d. P., YAMASAKI, M. I., ONO, L. A., NAMPO, L., PADILHA, A. A
comparison of deep drawing
and ironing of metal alloy strip produced
conventionally and non-conventionally via semi solid material processing, Solid
State Phenomena, Trans Tech Publications, Switzerland, submetido em 2008.
11 HAGA, T., TAKAHASHI, K. Casting of composite strip using a twin roll caster,
Journal of Material
s Processing Technology, p. 701-705, 2004.
1260
63º Congresso Anual da ABM
A Comparison of Deep Drawing and Ironing of Metal Alloy Strip
Produced conventionally and Non-conventionally via Semi Solid
Material Processing
Antonio de Pádua Lima Filho
1,a
, Márcio Iuji Yamasaki
1,b
,
Leandro Akita Ono
1,c
, Lourenço Nampo
2,d
and Alcides Padilha
3,e
1
UNESP-São Paulo State University – Departamento de Engenharia Mecânica; Av. Brasil Centro
56; Ilha Solteira, SP, CEP 15385-000, Brazil.
2
Cookson Electronics Brasil Ltda. Av. José Odorozzi 640/50 – CEP 09810-000 – São Bernardo do
Campos / SP, Brazil
3
UNESP-São Paulo State University – Departamento de Engenharia Mecânica; Av. Luiz Edmundo
Carrijo n
o
14-01; Bauru, SP, CEP 17033-360, Brazil
a
padua@dem.feis.unesp.br,
b
miyamasaki@aluno.feis.unesp.br,
c
le.ono@terra.com.br,
d
e
Keywords: Semi-solid strip casting, Pb50%Sn alloy, Deep drawing, Ironing.
Abstract. A semi s olid thin strip continuous casting process was used to obtain 50%wt
Pb/50%wtSn strip by single and twin roll processing at speed of 15 m/min. A 50%wt Pb/50%wtSn
plate ingot was also cast for rolling conventionally into strips of 1.4 mm thickness and 45 mm width
for comparison with those achieved non-conventionally. This hypoeutectic alloy has a solidification
interval and fusion temperature of approximately 31°C and 215°C respectively. The casting alloy
temperature was around 280°C as measur
ed by a type K immersion thermocouple prior to pouring
into a tundish designed to maintain a constant melt flow on the cooling slope during semi solid
material production. A nozzle with a weir ensures that the semi solid material is dragged smoothly
by the lower roll, producing strip with minimum contamination of slag/oxide. The temperatures of
the cooling slope and the lower roll were also monitored using K type thermocouples. The coiled
semi solid strip, which has a thickness of 1.5 mm and 45 mm width, was rolled conventionally in
order to obtain 1.2 mm thick strip. The coiled thixorolled strip had a thickness of 1.2 mm and
achieved practically the same width as the conventional strips. Blanks of 40 mm diameter were cut
from the strips in
a mechanical press, ready for deep drawing and ironing for mechanical
characterization. All the strips achieved from non-conventional processing had the same mechanical
performance as those achieved conventionally. The limiting drawing ratio (LDR) achieved was
approximately 2.0 for all strips. Microscopy examination was made in order to observe phase
segregation during processing.
Introduction
The first idea to produce continuous strip casting dates from 1865 when Sir Henry Bessemer
patented a vertical two high-mill [1]. There are basically six main routes and their variations for
continuous production of strips directly from molten metal: 1. single roll or melt drag; 2. two high-
mill or twin-roll; 3. single belt; 4. twin belt; 5. wheel-belt; and 6. spray deposition [2]. Three routes
have potential for industrial production: 1. melt drag process; 2. two-roll melt drag process; and 3.
twin-roll process [3]. In the first two processes the rollers are placed in horizontal position and the
last process the rollers are in vertical position.
These processes mainly save energy consumption in comparison with conventional processing,
which requires ingoting (conventional or continuous), inspection storage yar d for ingots and plates,
preheating for blooming mill and hot rolling, winding, continuous electrolytic cleaning, cold rolling,
inspection, continuous or box annealing furnace, and normally finishing coating.
6ROLG6WDWH3KHQRPHQD9ROVSS
RQOLQHDWKWWSZZZVFLHQWLILFQHW
7UDQV7HFK3XEOLFDWLRQV6ZLW]HUODQG
$OOULJKWVUHVHUYHG1RSDUWRIFRQWHQWVRIWKLVSDSHUPD\EHUHSURGXFHGRUWUDQVPLWWHGLQDQ\IRUPRUE\DQ\PHDQVZLWKRXWWKHZULWWHQSHUPLVVLRQRIWKH
SXEOLVKHU7UDQV7HFK3XEOLFDWLRQV/WG6ZLW]HUODQGZZZWWSQHW,'
Continuous strip casting is similar to continuous ingot casting. However, the cooling rates for
continuous strip casting (1500-2000 °C/s) is much higher than continuous ingoting (0.5-3 °C/s) [4],
and consequently control of the main variables in continuous strip casting processing is much more
complex. For example alloy fluidity is mainly related to the pouring temperature and solidification
interval, roll s peed, volume and pool level in nozzle, nozzle temperature, heat and mass
transportation, static and dynamic control, macro and micro
segregation.
As a result, strip casting processing produces fine microstructures and generates a relatively low
separation force between rolls since the material in slurry/mush state has a lower yield stress than
the material in solid state. For this reason, non-rigid rolls are used, with a resulting saving in energy.
Further, this processing can produce strips/wires of alloys of reduced plasticity, which are otherwise
diffi
cult to form in solid state. Copper and steel rolls cooled internally by water are used to obtain
ferrous and non-ferrous strip casting respectively [3]. These rolls have to extract sensible and latent
heat during processing.
Semi solid strip casting processing is the other route for production of continuous strip from the
molten metal s uitable for non-ferrous metals. Molten metal alloy is poured onto a cooling slope
made of metallic material (mild steel) to produce the semi solid material which then passes through
a nozzle before b eing dragged by the lower roll. Unlike vertical strip casting processing, it is not
necessary here to use a ceramic lateral dam to retain the molten material between the rolls. The
single roll and two high-mill processes have been used to produce non-ferrous strip [5] and
continuous metal matrix composites [6].
The semi solid Pb50%Sn alloy was utilized to produce metallic strips employing single roll and
two high-mill d
rag processing (thixorolling). Pb/Sn alloys microstructures are quite similar t o
aluminium alloy microstructures and so the results achieved can apply to these alloys. The strip
achieved from single roll processing was rolled just enough to produce a smooth surface on both
sides of the strip as one side solidifies in the open atmosphere and results in poor surface finish. A
plate (10 x 45 x 200 mm) was ingoted and rolled to produce strip conventionally for comparison
with the non-conventional processing route. Blanks were prepared from the strips achieved for deep
drawing and ironing to examine the formability. Microscope examination of the strips was
performed and the results are presented.
P
rocedure
Experimental apparatus
This paper deals with work done using Pb50%Sn alloy with melting point and interval solidification
of approximately of 215 °C and 31 °C using semi solid strip casting processing, respectively. This
processing combines semi solid drag and rolling into a single operation. A cooling slope produces
the semi solid material that feeds the nozzle at the lower roll. The semi solid material begins to
solidify at contact with the surface of the lower roll (solidification roll).
The gap between the rolls can be adjusted by means of two housing screws, which act upon the
upper roll, allowing single roll and two-mill processing to be used in this equipment, Fig. 1. The
stand mill as mounted allows the utilization of four velocities: 15 m/min; 28 m/min; 44 m/min; and
177 m/min. The roll speed of 15 m/min has been shown to have the best results and so it is used in
this work. The rolls are made of mild steel with 105 mm and 101 mm in diameter and length
respectively. The rolls were ground with 1200 grade sandpaper.
6HPL6ROLG3URFHVVLQJRI$OOR\VDQG&RPSRVLWHV;
T
1
T
2
T
3
T
4
T
5
Two-mill processing.
T
1
T
2
T
3
T
4
T
5
Single roll processing
(b)
Figure 1. Rolling mill for semi solid strip casting (a) using single roll and two high-mill as indicated
(b). At t he mill stand exit there is an intense cooling of the hot strip surface by a water shower. T
1
,
T
2
, T
3
, T
4
and T
5
are thermocouples type K in 3 mm in diameter. A piece of graphite is molded to fit
the thermocouple to measure the temperature of the lower roll during processing.
A 500ml crucible is used to cast the material in an electric furnace (6600 W / 220 V) prior to
pouring into an 80ml tundish at a flow rate of approximately 13 ml / s feeding the cooling slope.
Pouring temperature was measured with an immersion thermocouple in the crucible. The molten
alloy runs a distance of approximately 130 mm onto the cooling slope to produce the semi solid
material. The cooling slope with inclination of 21° is made of mild steel in “v” shape with a hole at
the end to allow the semi solid material to feed the nozzle.
The nozzle is preheated to avoid pre-solidification of the semi solid material a
nd thus
maintaining the gauge width profile. A good nozzle/lower roll interface avoids leakage during
operation. It has a volume of approximately 100 ml with dimensions of 45 mm width, 45 mm and
81 mm in depth at the bottom and top respectively, and 55 mm in height. The arc of contact with the
nozzle pool surface is about 50 mm (α
1
= 60°) and from here to the exit of the stand mill is 63 mm
(α
2
= 69°).
Mechanical and temperature characterization
The strips were punched in a mechanical press of 117.7 kN capacity to produce blanks of 40 mm in
diameter for deep drawing and ironing. A Heckert hydraulic press of 980.7 kN capacity, was u
sed
for deep drawing and ironing at a speed of 0.4 mm/s. A load cell of 4.9 kN (490.5 Volts N) was
used. A data acquisition system was used to record temperature and load versus time.
Optical examination
Samples of the produced strips were sectioned and mounted in epoxy plugs for optical microscope
examination. These samples were ground, polished to 1 μm and etched in 5ml HNO
3
and 95ml ethyl
alcohol (Nital) for 15 seconds.
Results and discussion
Semi solid strip casting
The upper and lower roll speed of 15 m/min, and casting temperature of 280°C were successful
manufacturing conditions for the production of semi solid strip casting, utilizing single
roll and
twin-mill processing, producing strip of approximately 12 m in length, e.g. Fig. 2. There were no
problems of Pb/50%Sn strip/roll adhesion for either process applied in the semi solid state. The
process is simple; it is not even necessary to use a guard or
guide, as in conventional rolling, to
obtain a straight strip. The lower roll contact arc with the nozzle (50 mm) produces a contact time of
0.2 s which is just enough to obtain the necessary completion of the solidification of the semi solid
6ROLG6WDWH3KHQRPHQD9ROV
strip. However, higher casting temperatures roll velocities and strip thickness need much longer
contact time to complete solidification, so the capacity of the rolls to extract heat from the semi
solid pool must be designed to accommodate it.
Figure 2. Continuously thixorolled strip (a) produced in reduced time compared to conventional
route; and after manual coiling (b). The coiled weight is approximately 3200 g. Good finishing is
observed on both sides of the strip, which therefore r
equires no further rolling in the solid state and
consequently saves energy. Roll gap is 1.2 mm. When the gap between the rolls was narrower,
cracks and edge defects occurred.
Aspects of the semi solid strip produced by single roll proc
essing
There are three operational stages for semi solid strip casting: 1. initial transient; 2. stationary stage
when the nozzle pool is full; and 3. final transient. These stages relate to the semi solid pool level as
the lower roll contact angle with the semi solid material changes. The geometry and finishing
surface of the semi solid strip casting at the transient stages are different from the stationary stage,
Fig. 3. The solidified surface open to the atmosphere is rough but becomes smooth at the stationary
stage.
Figure 3. Semi solid strip casting achieved from single roll processing. Pb/Sn oxide/slag adhered to
the surface at the final transient stage. Thickness as indicated. Transient stages show rough surfaces.
The use of dam at the ceramic nozzle makes economic sense to avoid oxide/slag at the stationary
stage.
The geometry of the strip tail and head has peculiar aspects. The strip tail resembles a dendritic
shape with secondary branches. The dots of mater
ial appearing on the strip surface open to the
atmosphere are believed to be Pb/Sn oxide at the end of the process when the metallic dam at the
nozzle did not operate. This dam also tends to create a laminar flow leading to a smooth dragging by
the lower roll.
6HPL6ROLG3URFHVVLQJRI$OOR\VDQG&RPSRVLWHV;
Evolution of the temperature profile during processing
Fig. 4 shows the accessories placed at the rolling mill and the temperature profiling for casting semi
solid strip. Here, it is not necessary to use expensive lateral cerami
c dams at each side of the rolls to
contain the molten alloy in the pool. The temperatures of the lower roll surface and cooling slope
(thermocouples (2) and (3)), both made of mild steel, become high very quickly due to their poor
thermal condu
ctivity. The temperature of the nozzle is sufficiently lower than the Pb/Sn eutetic
alloy (183 °C) to maintain the gauge width during processing. The increasing temperature of the roll
surface did not rise enough to cause wetting on the rolls, and so problems like sticking did not
happen.
Figure 4. After semi solid strip casting processing, and profile temperature achieved.
Mechanical characterization
Fig. 5 shows the result of deep drawing and ironing testing at a ram speed of 0.4 mm/s. The
diameters of the punch and the die are 20.7 mm and 24.3 mm respectively. The blank diameter is 40
mm. The limiting drawing ratio (LDR) of the formed product is approximately 2.0. Mechanical
properties of a non-conventional strip casting showed good formability compared to those of the
strip made conventionally. Sma
ll cracks caused by longitudinal stresses at the cup wall are also
shown in Fig. 5 (e). This is caused by the rough surface of the transient stages. The oxide/slag can
lead to surface defects that prejudice further forming of the strip; in which case parts of the strip
from this region are not suitable for forming.
Strip achieved from semi solid strip casting and thixorolling tend to be isotropic as no ears are
apparently formed during drawing. This saves material, as it is not necessary to trim them off;
unlike the hot rolled strip that has an anisotropic behaviour, Fig. 5 (d). The ironing punch
eccentricity leads to unevenness in the cup edge.
Figure 5. Semi solid strip casting (a) lightly rolled (b), thixorolled strip (c), rolled (d) and t earing
due the Pb/Sn oxide in the strip (e). The external diameter of all the ironed cups is approximately
21.6 mm.
6ROLG6WDWH3KHQRPHQD9ROV
Microstructures of the processed strips
Fig. 6 shows the refined microstructures due to fast cooling processing by the lower roll at room
temperature. The thickness of the solidified shell (approximately 300 μm) seems to be a chill
structure carrying in its surface a columnar structure. This structure is in degradation caused by
shear stresses. Detachment of dendritic branches occurred and so the principal dendrite branches
look like a small stick. This layer in degeneration is around 1.2 mm in length and it is formed by the
upper roll in the thixorolling process where a certain amount of centerline segregation occurs.
Unsymmetrical solidification of the str
ip should generate strained thermal stresses. Low superheat
casting is useful for creating an equiaxial structure which is more suitable for plastic deformation.
Figure 6. Some fine α phase dots rich in Pb (black) spread throughout the Sn white matrix. It seems
that the compression pressure applied by the rollers tends to refine the slurry/mush microstructure,
breaking t
he dendrite branches and producing a refined microstructure more suitable for deep
drawing and ironing.
Summary
The work using Pb50%Sn alloy has revealed that the chemical composition, pouring temperature,
roll speed, control of the nozzle temperature, finishing roll surface and geometry of the tundish have
significant effect on the product quality. The principal characteristic is high productivity, low energy
consumption, and low investment costs compared to conventional hot str
ip routes. The relationship
between various parameters like microstructures and anisotropy was obtained from the deep
drawing and ironing operation.
Acknowledgement We are very grateful to FAPESP, to sponsor Leandro Akita Ono, and my friend
Nielsen Kann for your kindness in the revision of this text.
References
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state, Solid State Phenomena, Trans Tech Publications, Switzerland, Vols . 116-117 (2006),
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6HPL6ROLG3URFHVVLQJRI$OOR\VDQG&RPSRVLWHV;
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