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UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT
CONFORMAÇÃO MECÂNICA - CMC
ESTUDO SOBRE OS EFEITOS DA CONFORMAÇÃO MECÂNICA NO ENCRUAMENTO E ANISOTROPIAS DO AÇO SAE 1020
Equipe: Amilton Júnior, Ronan Antonelli, Wendel Malkowski, Patrick Spencer, Fernando Santos, Thiago Rosa, César Corrêa
Joinville
2011
RESUMO
Será exposta na presente revisão bibliográfica a influência das anisotropias e do encruamento sobre o aço 1020. Portanto daremos início a uma pesquisa abordando todo o assunto relevante ao aço 1020, suas propriedades mecânicas, processos de fabricação, inclusões encontradas após esses processos e, principalmente, meios e macanismos pelo qual podemos atingir e entender os estados de encruamento e anisotropia do aço. A seguinte pesquisa revelou que basicamente os mecanismos de encruamento são movimentos das discordâncias que ocorrem em planos, chamados planos de deslizamento. Ao se movimentarem, as discordâncias encontram resistência tais como contornos de grão e até mesmo outras discordâncias interferindo seu movimento, causando empilhamentos de discordâncias no arranjo cristalino do material. O encruamento pode ser benéfico ou não, dependendo da finalidade do material. No caso do encruamento ser indesejado, é indicado um recozimento após o trabalho a frio realizado no material, assim haverá uma recristalização onde toda a estrutura cristalina é reordenada, promovendo uma maior ductilidade ao aço. Na deformação a frio temos também os efeitos da anisotropia, onde os cristais tomam orientações preferenciais após o trabalho a frio causando diferença nas propriedades mecânicas conforme a orientação dos esforços.
ABSTRACT
Will be exposed in this literature review the influence of preferred operation and work hardening on steel 1020. Therefore we will start a research addressing the whole matter relevant to the steel 1020, its mechanical properties, manufacturing processes, inclusions found after these processes and, above all, means and bellicose by which we can achieve and understand the work hardening and anisotropy of steel. The following research revealed that basically the mechanisms work hardening are movements of the discrepancies that occur in plans, called plans to slip. The move, the disagreements are resistance such as contours of grain and even other disagreements interfering with his movement, causing essencial to disagreements in the arrangement of crystalline material. Work hardening can be beneficial or not, depending on the purpose of the material. In the case of work hardening is unwanted, and indicated an annealing after the cold work done in the material, so there will be a recrystallization where all the crystalline structure and reorganized, promoting greater ductility of steel. In cold deformation we also the effects of anisotropy, where the crystals take guidelines preferred after cold working causing difference in mechanical properties as the orientation of the efforts.
Sumário
1 INTRODUÇÃO.......................................................................................................................5
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA.................................................................................................9
2.1 MICROESTRUTURA................................................................................................................9
2.2 DEFORMAÇÃO E CONFORMAÇÃO MECÂNICA.............................................................10
2.2.1 DEFORMAÇÃO PLÁSTICA DE MONOCRISTAIS.....................................................10
2.2.2 DEFORMAÇÃO PLÁSTICA EM MATERIAIS POLICRISTALINOS..........................16
2.2.3 LAMINAÇÃO A QUENTE...............................................................................................20
2.3 ENCRUAMENTO....................................................................................................................22
2.3.1 FONTES DE DISCORDÂNCIAS...................................................................................25
2.3.2 MULTIPLICAÇÃO DE DISCORDÂNCIAS....................................................................26
2.3.3 EMPILHAMENTO DE DISCORDÂNCIAS....................................................................27
2.3.4 ESTRUTURA DEFORMADA A FRIO...........................................................................27
2.4 ANISOTROPIA........................................................................................................................29
2.4.1 ANISOTROPIA NA DEFORMAÇÃO A FRIO...............................................................30
2.4.2 TEXTURAS OU ORIENTAÇÕES PREFERENCIAIS.................................................30
2.5 RECOZIMENTO......................................................................................................................32
3 METODOLOGIA EXPERIMENTAL.....................................................................................35
REFERÊNCIAS......................................................................................................................48
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1 INTRODUÇÃOPrimeiramente o aço-carbono corresponde a um teor de carbono de até 2,11%,
acima deste é chamado ferro fundido.
E dentro desta faixa encontramos três tipos de aços:
- até 0,77% de carbono são chamados aços hipoeutetóides
- 0,77% aços euteóides
- 0,77% até 2,11% aços hipereutetóides
Propriedades mecânicas – Basicamente as propriedades mecânicas dos aços-carbonos são afetadas pelos dois fatores seguintes:
- composição química
- microestrutura
No que se refere à composição química, nos aços esfriados normalmente, isto é, em condições tais que se processe transformação total da austenita, o elemento predominante é o carbono que, como se viu, à medida que aumenta, melhora as propriedades relativas à resistência mecânica, isto é, o limite de escoamento, o limite da resistência à tração e a dureza e piora as propriedades relativas à ductilidade e à tenacidade, isto é, o alongamento, a estricção e a resistência ao choque.
No que se refere à microestrutura, esta é inicialmente afetada pela composição química, pois se sabe que os constituintes presentes são ferrita e perlita, ou perlita e cementita ou somente perlita, conforme se trate do aço hipoeutetóide, hipereutetóide ou eutetóide. Como o aço estudado 1020 se refere a 0,20% de carbono, então se trata de um aço hipoeutetóide.
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Figura 1.1 Diagrama de fases Ferro Carbono (Imagem retirada do site http://willyank.sites.uol.com.br/)
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Por outro lado, a microestrutura dos aços depende também dos seguintes fatores:
- estado ou condição do aço, sob o ponto de vista de fabricação; se fundido, trabalhado a quente (laminado, forjado, etc.) ou trabalhado a frio (encruado);
- tamanho de grão austenítico;
- velocidade de esfriamento
No estado encruado, onde focaremos nosso estudo, é característico de alguns dos mais importantes produtos siderúrgicos, como fios, fitas, chapas, etc., os efeitos mais importantes são os seguintes:
- aumento da resistência mecânica;
- aumento da dureza;
- diminuição da ductilidade, representada por um decréscimo de alongamento e
estricção.
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2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 MICROESTRUTURAAços de baixo carbono possuem microestrutura formada por ferrita e perlita,
sendo assim macios e pouco resistentes, mas apresentando uma ótima ductilidade e tenacidade. Por apresentarem uma baixa concentração de carbono, são insensiveis a tratamentos térmicos. Possuem um custo baixo de produção e são usados em painéis de carros, tubos, pregos, arames entre outros fins.
Figura2.1 Microestrutura de um aço 1020 recozido. (Retirado do site http://www.dema.puc-rio.br/bancodeimagens/optico/metais/ligas_ferrosas/acos/aco_rec.html)
A Ferrita é ferro no estado alotrópico alfa, contendo em solução traços de carbono. Apresenta também uma estrutura de grãos poligonais irregulares, possui baixa dureza e baixa resistencia a tração, cerca de 28kgf/mm² (270 MPa), mas excelente resistencia ao choque e elevado alongamento. Como a ferrita tem uma estrutura cúbica de corpo centrado, os intersticios são pequenos e pronunciadamente alongados, não podendo acomodar com facilidade nem mesmo um pequeno átomo de carbono. Consequentemente, a solubilidade de carbono na ferrita é muito baixa ( menor que 1 átomo de carbono para 1000 átomos de ferro). O átomo de carbono é pequeno demais para uma solução sólida substitucional e muito grande para uma solução sólida intersticial extensa.
A cementita, carbono que excede o limite de solubilidade e forma uma segunda fase junto com átomos de ferro, é carboneto de ferro Fe3C contendo 6,67% de carbono, muito dura ( na escala Moh’s ocuparia aproximadamente o lugar de feldspato), quebradiça, é responsavel pela elevada dureza e resistencia dos aços de alto carbono, assim como pela sua menor ductilidade. Possui estrutura cristalina ortorrômbica. A cementita tem uma célula unitária ortorrômbica com 12 átomo de ferro e 4 átomos de carbono por célula e, portanto, um conteúdo de 6,7% de carbono em peso.
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Figura 2.1 Imagem obtida por Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) de uma perlita. (Retirado do site http://willyank.sites.uol.com.br/)
A perlita é a mistura mecânica de 88,5% de ferrita e 11,5% de cementita, na forma de lâminas finas ( de espessura raramente superior a um milésimo de milímetro) dispostas alternadamente. As propriedades mecânicas da perlita são, portanto, intermediarias entre as da ferrita e da cementita, dependendo, entretanto, do tamanho das particulas de cementita. Sua resistencia à tração é, em média, 75kgf/mm² (740 MPa). A proporção de perlita num aço cresce de 0% para ferro até 100% para aço eutetóide (0,77% de carbono), de modo que um aço com 0,5% de carbono, por exemplo, apresentará cerca de 65% de perlita.
A espessura da camada de cada uma das fases ferrita e cementita na microestrutura também influencia o comportamento mecânico do material. Perlita fina é mais dura e mais forte do que a perlita grossa.
Figura 2.3 Foto da esquerda perlita grosseira, foto da direita perlita fina. (Retirado do site http://www.cimm.com.br/portal/material_didatico/6439-transformaes)
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As razões para este comportamento se relaciona a fenômenos que ocorrem nos contornos de fases a-Fe3C. Primeiro, existe um grande grau de aderência entre as duas fases através de um contorno. Portanto, a forte e rígida fase cementita severamente restringe a deformação da fase ferrita mais macia na região adjacente ao contorno; assim, pode -se dizer que a cementita reforça a ferrita. O grau deste reforço é substancialmente maior em perlita mais fina porque maior será a área de interface por unidade de volume de material. Em adição, contornos de fase servem como barreiras para o movimento de discordância muito parecida como aquela dos contornos de grão.
Para perlita fina existem mais contornos de grão que uma discordância deve passar durante deformação plástica. Assim maior reforço; e restrição ao movimento de discordância e perlita mais fina explica maiores dureza e resistência mecânica. Perlita grossa é mais dútil do que a perlita fina, este comportamento resulta a partir da maior restrição à deformação plástica da perlita fina.
Algumas propriedades do aço 1020 são: limite de escoamento 25 kgf/mm² ( 250 MPa ), limite de resistencia à tração 41,5 kgf/mm² ( 405 MPa), alongamento 37%, estricção 64%, dureza Brinell 115.
2.2 DEFORMAÇÃO E CONFORMAÇÃO MECÂNICAQuando se trata de Encruamento e Anisotropia, não podemos deixar de citar a
estreita relação que há com a conformação mecânica. Pois são nesses processos de fabricação que encontramos os principais meios de se atingir um encruamento ou anisotropia de materiais metálicos. Os aços são submetidos à conformação mecânica por dois motivos principais: alterar sua forma e dimensões; alterar sua estrutura, em diversas escalas.
A deformação a frio é da maior importância para o engenheiro projetista. Permite que se use componentes menores e mais resistentes. Evidentemente, o produto não pode ser usado em temperaturas que permitam o recozimento do metal. O trabalho a frio limita a deformação plástica que o metal pode sofrer posteriormente, durante a operação de moldagem. O metal pouco ductil e endurecido necessita de mais energia para ser trabalhado e fica mais suscetivel a trincas. A perda de ductilidade durante o trabalho a frio tem um efeito secundário que é útil durante a usinagem. Com uma ductilidade menor, os cavacos se quebram com maior facilidade, ajudando a operação de corte.
2.2.1 DEFORMAÇÃO PLÁSTICA DE MONOCRISTAIS
Trataremos aqui dos mecanismos básicos de deformação plástica em monocristais. Também aqui será introduzida a teoria das discordâncias, a qual desempenha um papel de grande importância nos conceitos modernos de deformação plástica.
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Defeitos de rede
O termo defeito, ou imperfeição, é geralmente empregado para descrever qualquer desvio de um arranjo ordenado dos pontos da rede. Quando o desvio do arranjo periódico da rede está localizado na vizinhança de apenas poucos átomos, ele é denominado defeito pontual ou imperfeição pontual. Todavia, se o defeito se estende através de regiões microscópicas do cristal, ele chamado de imperfeição da rede. As imperfeições de rede podem ser divididas em defeitos de linha e defeitos de superfície. Os defeitos de linha são assim chamados porque se propagam no cristal como linha ou sob a forma de uma rede bidimensional. (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 96)
Defeitos pontuais
Há três tipos de defeitos pontuais: lacunas, intersticial e átomo de impureza. A lacuna existe quando está faltando um átomo de uma posição normal da rede. Nos metais puros são criados pequenos números de lacunas por excitação térmica.
Quando um átomo é aprisionado dentro de um cristal num ponto intermediário entre posições normais da rede, ele é chamado um átomo intersticial ou interstício (Fig. 3.1). O defeito intersticial em metais puros é decorrente do bombardeamento com partículas nucleares de alta energia (dano por radiação), podendo dificilmente ocorrer como resultado de ativação térmica. (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 97)
Figura 3.1 Átomo intersticial (Retirado do site http://www.cimm.com.br/portal/material_didatico/6420-defeitos-pontuais)
A presença de um átomo de impureza numa posição da rede (Fig. 3.2) ou numa posição intersticial acarreta um distúrbio localizado da periodicidade da rede, da mesmo forma que ocorre para lacunas e os átomos intersticiais.
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Figura 3.2 Átomo de impureza (Retirado do site http://www.cimm.com.br/portal/material_didatico/6420-defeitos-pontuais)
Defeitos de Linha
O defeito de linha, ou bidimensional, mais importante é a discordância. A discordância é o defeito responsável pelo fenômeno de deslizamento, através do qual se deformam plasticamente a maioria dos metais. Desta forma, uma maneira de se encarar uma discordância é considerá-la como uma região de distúrbio localizado da rede, a qual separa as regiões deslizadas e não-deslizadas do cristal. Na Fig. 3.3, AB representa uma discordância situada num plano de escorregamento, que o plano do papel. Se admitimos que o deslizamento estã avançando para a direita , todos os átomos acima da superfície C terão sido deslocados de uma distância atômica na direçãodo deslizamento, enquanto que os átomos aciam de D ainda não sofreram deslocamento. AB representa, então, o limite entre as regiões deslizadas e não-deslizadas. As discordâncias são importantes não só para explicar o deslizamento dos cristais, como também estão intimamente ligadas com a maioria dos fenômenos mecânicos tais como encruamento, escoamento descontínuo, fadiga, fluência e fratura frágil.
Figura 3.3 Discordância AB situada num plano de escorregamento
As discordâncias podem ser de dois tipos básicos, discordância-aresta e discordância-espiral. A Fig. 3.4 apresenta o deslizamento produzido por uma discordância-aresta num elemento de cristal que possui uma rede cúbica simples. O deslizamento se deu sobre a área sombreada segundo a direção do vetor-deslizamento. Deve-se notar que as partes do cristal acima do plano de deslizamento foram deslocadas, na direção do deslizamento, em relação às partes do cristalabaixo do plano de deslizamento, de uma quantidade que na Fig. 3.4 está
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representada por uma área sombreada. Todos os pontos do cristal que originalmente coincidiam através do plano de deslizamento foram deslocados da mesma quantidade uns em relação aos outros. A extensão deste deslocamento é denomidanod o vetor de Burguers b da discordância. (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 98)
Figura 3.4 Discordância-aresta produzida por um deslizamento numa rede cúbica simples. (Retirado do site http://pt.wikipedia.org/wiki/Deslocamento_(defeito_cristalino))
Deve-se notar na Fig. 3.5 que a rede está distorcida na região da discordância, existindo mais uma coluna de átomos acima do plano de deslizamento do que abaixo. Este arranjo atômico ocasiona uma tensão compressiva acima do plano de deslizamento e uma tensão de tração abaixo deste mesmo plano.
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Figura 3.5 Arranjo atômico num plano normal a uma discordância-aresta. (Retirado do site http://www.cimm.com.br/portal/material_didatico/6421-defeitos-em-linha-nos-materiais-
cristalinos)
O segundo tipo básico de discordância é a espiral ou discordância de Burguers, a qual é representada na Fig. 3.6. Neste caso a linha de discordância é paralela ao seu vetor de Burguers, ou vetor-deslizamento, o que caracteriza por definição uma discordância-espiral. Se traçarmos na face superior do cristal um circuito no sentido horário em torno da linha de discordânica, partindo do degrau superior, ele será completado no degrau inferior. Ao fazermos esse circuito em volta da linha de discordância, o ponto final é deslocado, paralelamente ao vetor-deslizamento, de um plano de rede. Assim sendo, os planos atômicos estão dispostos em torno da discordância de modo semelhante a uma escada espiral ou de uma rosca.
Figura 3.6 Deslizamento produzido por uma discordância espiral numa rede cúbica simples. (Retirado do site http://www.cimm.com.br/portal/material_didatico/6421-
defeitos-em-linha-nos-materiais-cristalinos)
Deformação por Deslizamento
A deformação plástica ocorre normalmente nos metais através do deslizamento de blocos do cristal, uns sobre os outros, ao longo de planos cristalográficos bem definidos que são chamados planos de deslizamento. Os átomos se movem um número inteiro de distâncias atômicas ao longo do plano de deslizamento, produzindo um degrau na superfície polida. Quando observamos de cima a superfície polida através de um microscópio, o degrau aparece rebatido como uma linha chamada linha de deslizamento. (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 102)
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Figura 3.7 Linhas de deslizamento retas no cobre (500X). (Imagem 4.12 do livro DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica)
Deformação por Movimento de Discordância
O conceito de discordância foi a princípio introduzido com o intuito de explicar a discrepância entre os valores teóricos e experimentais da resistência dos metais ao cisalhamento. Para que este conceito seja válido é necessário mostrar (1) que o movimento de uma discordância através de uma rede cristalina requer uma tensão muito inferior à tensão cisalhante teórica e (2) que o movimento da discordância produz um degrau, ou banda de deslizamento, na superfície livre do metal. (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 107)
Numa rede perfeita todos os átomos abaixo e acima do plano de deslizamento encontram-se em posições de energia mínima. Quando uma tensão cisalhante é aplicada ao cristal, a mesma força de oposição ao movimeto atua sobre todos os átomos. Quando existe uma discordância no cristal, os seus átomos distantes permanecem em posição de energia mínima; apenas próximo à discordância é necessário que haja um pequeno movimento de átomos para que ela se movimente.
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Figura 3.8 Movimento de discordância (Retirado do site http://www.cimm.com.br/portal/material_didatico/6421-defeitos-em-linha-nos-materiais-
cristalinos)
2.2.2 DEFORMAÇÃO PLÁSTICA EM MATERIAIS POLICRISTALINOS Em materiais policristalinos, os contornos de grãos interferem nos movimentos
das discordâncias e devido as diferentes orientações cristalinas presentes, resultantes do grande número de grãos, as direções de escorregamento das discordâncias variam de grão para grão. O contorno de grão funciona como um barreira para a continuação do movimento das discordâncias devido as diferentes orientações presentes e também devido às inúmeras descontinuidades presentes no contorno de grão.
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Figura 3.9 Planos de escorregamento
A tensão necessária para mover a discordância e gerar a deformação plástica está relacionada não só com a energia para mover e criar discordâncias, mas também para dissociá-las dos átomos de soluto.
Figura 3.10 Escorregamento em materias policristalinos
Quanto maior a quantidade de planos de escorregamento existentes na estrutura cristalina, maiores as possibilidades ou alternativas das discordâncias se movimentarem, conseqüentemente, maior a facilidade de se promover a deformação, maior a ductilidade e a plasticidade do material. Existem estruturas cristalinas com um maior ou menor quantidade de planos de escorregamento disponíveis, o que explica sua maior ou menor propensão a aceitarem deformação, como por exemplo:
Uma estrutura ferrítica apresenta uma estrutura cristalina do tipo CCC com grande número de planos de escorregamento, apresentando, portanto, uma boa conformabilidade;
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Figura 3.11 Estrutura cristalina cúbica de corpo centrado (Retirado do site http://analgesi.co.cc/html/t23812.html)
Uma estrutura austenítica apresenta uma estrutura CFC, com planos de escorregamento em quantidade até maior que a ferrita, portanto o material apresenta um potencial de conformação excepcional, preferível quando o trabalho de conformação é muito intenso;
Figura 3.12 Estrutura cristalina cúbica de face centrada (Retirado do site http://analgesi.co.cc/html/t23812.html)
Uma estrutura perlítica devido à presença de fases precipitadas de cementita (Fe3C) entre as lamelas de ferrita, esta estrutura apresenta uma conformabilidade muito restrita devido à limitada capacidade de movimentação das discordâncias neste meio;
Uma estrutura martensítica apresenta uma estrutura cristalina ortorrômbica, com muitos poucos planos de escorregamento. Por isto é praticamente impossível de ser
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conformada, no entanto, é muito dura e resistente, tanto mecanicamente como ao desgaste;
Figura 3.13 Estrutura cristalina ortorrômbica (Retirado do site http://analgesi.co.cc/html/t23812.html)
Movimento de discordâncias em metais puros e soluções sólidas
Metais puros, que apresentam tamanhos de grão grandes e que contenham apenas algumas discordâncias deverão possuir um limite elástico muito baixo. Nestes casos, as discordâncias presentes movimentam-se facilmente pelo material, pois não encontram obstáculos em seu percurso, dotando o material de grande capacidade de deformação plástica.
Nos materiais estruturais, deseja-se que a mobilidade das discordâncias seja restringida de modo a se evitar a deformação plástica, ou seja, aumentar-se o limite de escoamento. A figura 9 mostra as propriedades mecânicas de dois aços que apresentam propriedades mecânicas distintas devido ao projeto feito nos materiais para permitir maior movimentação de discordâncias (NBR 5906 EPA) e restringir a movimentação destas (NBR 6656 LNE 50).
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Figura 3.14 Comparação entre as propriedades mecânicas de um aço para conformabilidade
Porém, durante a movimentação das discordâncias no interior de um material metálico, dois eventos ocorrem de modo a atrapalhar cada vez mais a movimentação das discordâncias à medida que mais deformação plástica é imposta ao metal: intersecção das discordâncias com obstáculos (outras discordâncias, contornos de grão, precipitados, etc.), multiplicação do número de discordâncias.
Os dois eventos tornam a continuidade da movimentação das discordâncias cada vez mais difícil. Isto quer dizer que, à medida que a deformação plástica progride, mais provável que as discordâncias em movimento encontrem obstáculos a sua movimentação, que será dificultada, e mais endurecido torna-se o metal.
Ao fenômeno do aumento do limite de escoamento do metal, ou o seu endurecimento, com a deformação plástica imposta dá-se o nome de encruamento. Em termos práticos, o encruamento se dá por meio de uma severa deformação plástica do metal a “frio"1. Esta deformação aumenta a quantidade (densidade) de discordâncias presentes, desordenando a estrutura cristalina, aumentando a resistência e diminuindo a ductilidade do metal. A figura 10 abaixo, esquematiza o que ocorre com as propriedades mecânicas do níquel submetido a diferentes graus de redução durante uma laminação a frio.
Figura 3.15 Alteração nas propriedadesImportante notar que a variação das propriedades mecânicas dependerá das
tensões e deformações efetivas submetidas ao mesmo. Neste caso, diferentes condições de tensão/deformação efetivas provocarão diferentes graus de encruamento, que não necessariamente são iguais ao encruamento provocado por um ensaio de tração.
2.2.3 LAMINAÇÃO A QUENTE
O objetivo desta operação é transformar os lingotes fundidos em blocos ou placas para subseqüente acaba, chapas ou folhas. O primerio desbaste é feito
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normalmente com pequenas reduções. A carepa do lingote é removida inicialmente com a laminação do lingote pelas faces menores da sua seção transversal; depois o lingote é girado 90°, quando então sua espessura é reduzida coma laminação pelas face mais largas.
Na laminação a quente de aços a temperatura inicial de laminação está entre 1100°C e 1300°C. A temperatura na última cadeira de acabamento varia de 700°C a 900°C, mas deve estar acima da temperatura critica para produzir grãos de ferrita uniformes eqüiaxiais. (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 522)
Laminação de barras
Para compreendermos melhor as propriedades intrínsicas na barra de aço 1020 estudada, devemos primeiramente entender o que se passou durante seu processo de fabricação, a laminação.
Barras de seção circular são poduzidas em grande quantidade por laminação a quente com rolos ranhurados (Fig. 3.16).
A laminação difere da laminação de folhas e tiras pois a seção transversal do metal é reduzida em duas direções. Entretanto, em cada passe o metal é normalmente comprimido somente numa direção. No passe subseqüente ele é girado 90°. Uma vez que o metal se expande muito mais na laminação a quente de barras que na laminação a frio de folhas, o cálculo da tolerância necessária para a expansão é um problema importante no planejamento dos passes para barras. Um método típico para reduzir um tarugo quadrado numa barra é alternando-se passes através de ranhuras ovais e quadradas. (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 523)
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Figura 3.16 Rolo ranhurado para laminação de barras
2.3 ENCRUAMENTOUm dos primeiros conceitos para explicar o encruamento baseava-se na idéia das
discordâncias se empilharem no planos de deslizamento, quando bloqueadas por barreiras do cristal. Estes empilhamentos produzem uma tensão de reação (ou de recuo) que se opõe à tensão aplicada no plano de deslizamento. A existência da tensão de reação foi demonstrada experimentalmente através de ensaios de cisalhamento em monocristais de zinco. Os cristais de zinco são ideais para estudos experimentais de plasticidade porque deslizam somente no plano basal, evitando, desta forma, complicações devido ao deslizamento dúplex.
A existência e a importância da tensão de recuo no encruamento dos metais já foram discutidas. O próximo passo é identificarmos as barreiras ao movimento das discordâncias nos monocristais. Partículas microscópicas de precipitados e também átomos solutos podem agir como barreiras, no entanto devem-se encontrar outras barreiras efetivas nos monocristais. Estas barreiras surgem porque as discordâncias que se movimentam em planos de deslizamento que se intersecionam podem-se combinar uma com as outras produzindo novas discordâncias que não estejam em direções de deslizamento. Estas discordâncias de baixa mobilidade que se formam a partir de reações entre discordâncias são chamadas discordâncias bloqueadas. Uma vez que essas discordâncias bloqueadas não se encontram no plano de deslizamento de baixa tensão cisalhante, elas atuam como barreiras à movimentação das outras discordâncias, até que a tensão atinja um nível suficientemente alto capaz de romper o bloqueio.
Um outro mecanismo de encruamento, além dos expostos acima, ocorre quando as discordâncias que se movimentam no plano de deslizamento são cortadas por outras discordâncias que intersecionam o plano de deslizamento ativo. Estas
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discordâncias que atravessam o plano de deslizamento ativo são muitas vezes chamadas de floresta de discordâncias, e o processo de encruamento é denominado como interseção de uma floresta de discordâncias.
A Fig. 4.1a mostra que a interseção de discordâncias dá origem a um pequeno degrau na linha de discordância. Este degrau restringe o movimento da discordância, contribuindo para o encruamento. Os degraus são formados também por discordâncias-espirais realizando deslizamento-cruzado do plano de deslizamento primário para um outro plano que contenha a direção de deslizamento comum (Fig. 4.1b).
Figura 4.1 Formação de um degrau J (a) devido à interseção de uma aresta por uma espiral quando a primeira desliza de AB para A’B’; (b) através do deslizamento cruzado, da parte de uma linha de discordância espiral AB, de um plano primário PQ
para o plano RS. (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 126)
O fenômeno de deslizamento cruzado é restrito às discordâncias espirais, porque sendo paralelos, a linha de discordância e seu vetor de Burguers não definem um plano específico como na discordância em aresta (onde b é perpendicular à linha de discordância). Para uma discordância-espiral, todas as direções ao redor do seu eixo gozam das mesmas propriedades, e ela pode deslizar em qualquer plano desde que se movam paralelamente à sua orientação original. O plano de deslizamento de uma discordância-espiral pode seu qualquer um que contenha a linha de discordância, portanto poderá realizar deslizamento cruzado de um plano para outro, desde que exista uma direção de deslizamento comum a ambos os planos. Isto permite que as discordâncias-espirais (ou as componentes-espirais de discordâncias mistas) possam contornar obstáculos e barreiras que lhes apareçam. Caso não pudesse ocorrer o deslizamento cruzado, o movimento das discordâncias seria impedido logo no início do processo de deformação e a taxa de encruamento seria muito alta, dando origem à fratura para valores pequenos de deformação.
O encruamento devido a um processo de interseção de discordâncias se verifica devido a forças de curto alcance que atuam sobre distâncias inferiores a 5 a 10
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dimensões interatômicas. Este encruamento pode ser anulado para temperaturas finitas com o auxílio de flutuações térmicas, o que caracteriza estes processos como sendo dependentes da temperatura e da taxa de deformação. Por outro lado, o encruamento devido ao empilhamento de discordâncias em barreiras ocorre para distâncias longas (forças de longo alcance), sendo por isso relativamente independentes da temperatura e da taxa de deformação. (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 127)
Segundo a notação proposta por Seeger1, a curva de escoamento para monocristais puros pode ser dividida em três estágios (Fig. 4.2).
Figura 4.2 curva de escoamento genérica para monocristais c.f.c (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 128)
O estágio I, região de deslizamento fácil, é uma região no qual o cristal experimenta um encruamento pequeno. Durante o deslizamento fácil, as discordâncias são capazes de se movimentar por distâncias relativamente longas sem encontrar barreiras. O pequeno encruamento produzido durante este estágio implica que a maioria das discordâncias escape do cristal na superfície. Durante o deslizamento fácil, o deslizamnto ocorre somente em um sistema de deslizamento. Por este motivo, o deslizamento no estágio I é chamado algumas vezes de escoamento laminar.
O estágio II é uma região da curva de escoamento, praticamente linear, na qual o encruamento aumenta rapidamente. Neste estágio o deslizamento ocorre em mais de um conjunto de planos. O comprimento das linhas de deslizamento ativas diminui com o aumento da deformação, o que é consistente com a formação de grande número de barreiras. Durante esse estágio, a relação entre coeficiente de
1 A. Seeger, em Dislocations and Mechanical Properties of Crystal, John Wiley & Sons, Inc., New York, 1957.
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encruamento e o módulo de cisalhamento é praticamente independente da temperatura e da tensão, e aproximadamente independente da orientação e pureza. Este fato está de acordo com a teoria que admite o empilhamento de grupos de discordânicas como o principal mecanismo de encruamento.
Como resultado do deslizamento ocorrer em vários sistemas de deslizamento são formadas irregularidades na rede cristalina, começando a se desenvolver emaranhados de discordâncias que eventualmente darão origem à formação de uma estrutura celular de discordâncias, que consiste em regiões praticamente livres de discordâncias rodeadas por material de alta densidade de discordância.
O estágio III é uma região onde a taxa de encruamento é decrescente. Os processos que ocorrem durante este estágio são muitas vezes chamados recuperação dinâmica. Nesta região da curva de escoamento, as tensões são suficientemente altas para que as discordâncias participem de processo que não são ativados para tensões inferiores dos outros estágios. Acredita-se que o deslizamento cruzado seja o processo principal através do qual as discordâncias empilhadas durante o estágio II possam liberta-se e reduzir o campo interno de deformação. A tensão na qual se inicia o estágio III é fortemente dependente da temperatura. Da mesma forma, a tensão plástica de um cristal deformado até o estágio III é mais dependente da temperatura do que se o cristal tivesse sido deformado apenas até o estágio II. Esta dependência da temperatura sugere que o mecanismo principal de encruamento no estágio III é a interseção de florestas de discordâncias. (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 128)
2.3.1 FONTES DE DISCORDÂNCIAS
Todos os metais, à exceção dos finíssimos whiskers, contêm inicialmente um número apreciável de discordâncias, produzidas durante o crescimento do cristal a partir das fases líquidas. A existência de gradientes de temperatura e composição pode produzir desalinhamentos entre os braços dendríticos vizinhos que crescem do mesmo núcleo, que resultam em discordâncias arranjadas em redes ou em contornos de grão. Outros mecanismos de nucleação de discordâncias durante o crescimento são: (1) formação de anéis de discordância devido à agregação ou colapso de lacunas e (2) nucleação heterogênea de discordâncias, resultante de altas tensões localizadas em partículas de segunda-fase, contornos de grão, ou decorrente de transformação de fases. A nucleação heterogênea é preferida, tendo em vista que para ocorrer nucleação homogênea é necessária uma tensão de cerca
de G30
. Várias têm sido as observações experimentais apresentadas2 para a
nucleação heterogênea de discordâncias. (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 158)
2 Ver, como exemplo, D. Hull, Introduction to Dislocations, pp. 155-161, Pergamon Press, New York, 1965.
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2.3.2 MULTIPLICAÇÃO DE DISCORDÂNCIAS
A formulação de um mecanismo razoável, segundo o qual novas discordâncias pudessem ser produzidos duarante o processo de deslizamento por fontes presentes originalmente nos metais, foi um dos primeiros obstáculos ao desenvolvimento da teoria das discordâncias. Este mecanismo é necessário quando se compreende que o deslocamento da superfície numa banda de deslizamento é decorrente do movimento de cerca de 1.000 discordâncias sobre o plano de deslizamento. Desta forma, o número de fontes de discordâncias presente inicialmente num metal não poderia ser responsável pelos deslocamentos e espaçamentos observados nas bandas de deslizamento, a menos que existisse uma maneira de cada fonte produzir grandes quantidades de deslizamento antes de se tornar imobilizada. Além disso, caso não existisse fontes geradoras de discordâncias, a deformação a frio de um monocristal deveria diminuir sua densidade de discordâncias ao invés de aumentá-la. Assim sendo, deve existir um método de criar discordâncias ou multiplicar as já existentes para produzir a alta densidade de discordâncias encontrada no metal trabalhado a frio.
Considere uma linha de discordância AB situada num plano de deslizamento (Fig.4.3). O plano da figura é o plano de deslizamento. A linha de discordância deixa o plano de deslizamento nos pontos AB nos quais ela é imobilizada. Isto poderia ocorrer se A e B fossem nós, onde a discordância no plano do papel interseciona discordâncias em outros planos de deslizamento, ou átomos impuros que causassem o ancoramento. Se uma tensão cisalhante atua no plano de deslizamento, a linha de discordância se abaula e produz deslizamento. Para uma dada tensão a linha de discordância apresentará um certo raio de curvatura. O valor máximo de tensão cisalhante acontecerá quando o abaulamento da discordância se
tornar um semicírculo, ou seja, quando R apresentar o valor mínimo de l2
. Além
deste ponto, R crescerá e o anel de discordância continuará a se expandir sob uma tensão decrescente. Quando o anel atingir o formato da Fig. 4.3d, os segmentos M e N se encontrarão, anulando um ao outro e formando um anel grande e uma nova discordância AB. (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 159)
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Figura 4.3 Representação esquemática de uma multiplicação de discordância (Apostila de PFA, p. 43)
2.3.3 EMPILHAMENTO DE DISCORDÂNCIASFreqüentemente as discordâncias se empilham sobre o plano de deslizamento ao
encontrarem barreiras tais que como contornos de grão, segundas-fases ou discordâncias bloqueadas. Além da tensão cisalhante aplicada, atua também sobre a discordância líder a força resultante de sua interação com outras discordâncias do empilhamento. Isto acarreta uma alta concentração de tensões sobre a discordância líder do empilhamento. Quando o empilhamento é formado por muitas discordâncias, a tensão sobre a discordância líder pode atingir valores próximos ao da tensão cisalhante teórica do cristal. Este valor alto de tensão tanto pode iniciar o escoamento no outro lado da barreira como, dependendo das circunstâncias, nuclear uma trinca na barreira. Como resultado do empilhamento de discordâncias, existe uma tensão de recuo que se opões ao movimento de novas discordâncias ao longo do plano de deslizamento segundo a direção de deslizamento.
Num empilhamento, as discordâncias tendem a ficar muito próximas umas das outras na ponta do arranjo e mais largamente espaçadas à medida que se caminha na direção da fonte geradora (Fig. 4.4).
Figura 4.4 Empilhamento de discordâncias num obstáculo. (Apostila de PFA, p. 42)
O número de discordâncias que podem ser bloqueadas por um obstáculo dependerá do tipo de barreira, da relação de orientação entre plano de deslizamento e as características estruturais da barreira, do material e da temperatura. O colapso da barreira pode ocorrer através de deslizamento num novo plano, escalagem de discordânciass contornando a barreira, ou pela geração de tensões suficientemente grandes capazes de produzir uma trinca. (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 163)
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2.3.4 ESTRUTURA DEFORMADA A FRIOAté aqui, o encruamento foi atribuído à interação de discordâncias com outras
discordâncias e com outras barreiras que impediam o seu movimento através da rede. Toda vez que o deslizamento ocorre em um único grupo de planos paralelos, como em monocristais, ocorre somente uma pequena quantidade de encruamento. Entretanto, mesmo em monocristais, o deslizamento fácil extensivo não é um fenômeno comum, e em materiais policristalinos não é observado. Devido à interferência mútua de grãos adjacentes num material policristalino, o deslizamento múltiplo ocorre preferencialmente, e existe um encruamento apreciável.
Nos primeiros estágios da deformação plástica, o deslizamento se dá essencialmente nos planos primários de deslizamento e as discordâncias formam então arranjos coplanares. Com a continuação da deformação, começa a ocorrer o deslizamento cruzado e os processo de multiplicação de discordâncias começam a ser ativados. A estrutura trabalhada a frio forma regiões de alta densidade de discordâncias ou emaranhados, os quais logo se desenvolvem em redes de emaranhados. Portanto, a estrutura característica do estado trabalhado a frio é uma estrutura celular na qual as paredes das células são formadas por emaranhados de alta densidade de discordâncias (Fig 4.5). A estrutura celular de discordâncias é normalmente bem desenvolvida em deformação de cerca de 10%. O tamanho da célula diminui com a deformação para pequenas deformações, mas atinge logo um tamanho de célula fixo, mostrando que, conforme a deformação continua, as discordâncias varrem as células e se juntam ao emaranhado nas paredes das células. A natureza exata da estrutura trabalhada a frio dependerá do material, da deformação, da taxa de deformação e da temperatura de deformação.
Figura 4.5 (a) Deformado a 10% de deformação. Início da deformação de células com emaranhado de discordância; (b) deformado a 50% de deformação. Tamanho de célula em equilíbrio com alta densidade de discordância nas paredes da célula
(esquemático). (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 204)
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A maioria da energia gasta na deformação de um metal por trabalho a frio é convertida em calor. Entretanto, cerca de 10 por cento da energia gasta são armazenados na estrutura causando um aumento na energia interna. A grandeza da energia interna armazenada aumenta com o ponto de fusão do metal e com a adição de soluto. Para um dado metal a quantidade de energia armazenada depende do tipo de processo de deformação, por exemplo, trefilação ou tração. A energia armazenada aumenta com a deformação até um certo limite que corresponde a um valor de saturação. Ela aumenta com a diminuição da temperatura de deformação.
A maior parte da energia armazenada é devida à geração e à interação das discordâncias durante o trabalho a frio. (DIETER, GEORGE E, Metalurgia Macânica, p. 204)
2.4 ANISOTROPIAQuando as propriedades de uma substância são independentes da direção, ela é
chamada de isotrópica. As propriedades físicas dos cristais, em geral, dependem fortemente da direção na qual são medidas. Isto significa que, basicamente, os cristais não são isotrópicos, porém anisotrópicos. A respeito disso, considere um cristal cúbico de corpo centrado (CCC) de ferro. As três direções mais importantes desse cristal são [0,0,1], [1,1,0] e [1,1,1]. Estas direções não são equivalentes, pois, ao longo delas, o espaçamento entre os átomos é diferente, sendo, em termos do parâmetro [0,0,1] (comprimento de uma aresta da célula unitária), respectivamente iguais a 1, √2 e √3. As propriedades do ferro, medidas ao longo destas direções, também tendem a ser diferentes.
Figura 5.1 Direções num cristal
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Idealmente, uma amostra policristalina poderá ser considerada como isotrópica se seus cristais estiverem orientados ao acaso, pois então, sob o ponto de vista macroscópico, a anisotropia dos cristais, se compensará mutuamente. Contudo, um arranjo de cristais verdadeiramente ao acaso é raramente obtido, porque os processos de fabricação tendem a alinhar os grãos, de forma que suas orientações não estão uniformemente distribuídas. O resultado é o que nós chamamos de textura ou orientação preferencial. Como a maioria dos metais policristalinos possui uma orientação preferencial, eles tendem a ser anisotrópica, a intensidade dessa anisotropia dependendo do grau de alinhamento dos cristais.
2.4.1 ANISOTROPIA NA DEFORMAÇÃO A FRIOEm um material policristalino, a deformação por deslizamento não ocorre
igualmente em todos os grãos. Alguns grãos estão mais favoravelmente orientados para se deformar, em função de sua orientação em relação à aplicação das cargas. O primeiro efeito da deformação a frio é a ocorrência da deformação heterogênea ou o aparecimento de bandas de deslizamento em alguns grãos. Para pequenas deformações é possível mostrar claramente que os grãos mais favoravelmente orientados armazenam mais energia. O aumento da deformação causa a mudança de forma dos grãos e sua reorientação, introduzindo anisotropia associada à orientação cristalina dos grãos. Esta anisotropia é normalmente caracterizada por uma textura cristalográfica. Os grãos ferríticos vão se alongando cada vez mais até que, em função da grande energia armazenada dentro dos próprios grãos, pode ser difícil distinguir, pelo ataque químico, o contorno interior do grão. A cementita, quando dispersa na ferrita, pode fraturar e se redistribuir, de forma alongada, na matriz ferrítica.
Assim podemos dizer então que a deformação a frio de materiais policristalinos gera anisotropia evidente nas formas dos grãos, que se alongam na direção da deformação. A anisotropia cresce com a deformação a frio. Para pequenas deformações, esta anisotropia pode não ser visível no exame metalográfico.
2.4.2 TEXTURAS OU ORIENTAÇÕES PREFERENCIAIS
Uma orientação preferencial pode ser detectada com raios X após uma redução de 20 a 30 por cento da área transversal por trabalho a frio. Nesse estágio da redução, existe apreciável espalhamento na orientação dos cristais individuais com relação à orientação ideal. O espalhamento diminui com o aumento da redução, até que com cerca de 80 a 90 por cento de redução, a orientação preerencial está essencialmente completa. O tipo de orientação preferencial, ou textura de deformação, que se desenvolve depende principalmente do número e tipo de sistemas de deslizamento disponíveis e das deformações principais. Outros fatores
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que podem ser importantes são a temperatura de deformação e o tipo de textura presente antes da deformação.
Como foi dito anteriormente, a orientação preferencial resultante da deformação plástica é fortemente dependente dos sistemas de deslizamento disponíveis para a deformação, mas não é geralmente afetada pelas variáveis do processo, tais como ângulo da matriz, diâmetro do rolo, velocidade do rolo e redução por passe. As varáveis mecânicas mais importantes são a geometria do escoamento e a quantidade de deformação (redução). Então, a mesma textura de deformação é produzida se uma barra de seção circular é feita por laminação ou trefilação.
A recristalização de um metal trabalhado a frio geralmente produz uma orientação preferencial que é diferente e mais forte do que a existente no metal deformado. Isso é chamado de textura de recozimento, ou textura de recristalização. Outras variáveis importantes que afetam a textura de recozimento são a composição, o tamanho de grão inicial, orientação dos grãos de liga, a temperatura de recozimento e o tempo. Geralmente o fator que favoresse a formação de um grão fino recristalizado também favorece a formação de uma orientação essencialmente aleatória dos grãos recistalizados. Reduções a frio moderadas e temperaturas baixas de recozimento são benéficas.
Para citar um exemplo de processo de fabricação que resulta numa anisotropia, é a laminação de arames. Estes são fabricados pela passagem sucessiva de barras através de matrizes cada vez menores. No caso do ferro, esse tipo de deformação tende alinhar uma direção [1,1,0] de cada cristal paralelamente ao eixo do arame. Este tipo de arranjo preferencial dos cristais em um arame de ferro ou aço é persistente. Mesmo se o metal sofrer um tratamento térmico3 que reforme completamente a estrutura cristalina, os cristais tendem a manter a direção [1,1,0] paralela ao eixo do arame.
Figura 5.2 Textura na laminação de arames
3 A recristalização que segue ao trabalho a frio será discutida mais a frente
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O entendimento das propriedades cristalinas, por uma série de razões, é importante para o engenheiro. Uma delas é que a anisotropia dos materiais cristalinos reflete nas propriedades de peças comerciais. Deve-se destacar que isto nem sempre é indesejável. As orientações preferenciais podem freqüentemente resultar em materiais com propriedades superiores; exemplo interessante é a liga de ferro com 4% de silício usado na fabricação de bobinas de transformadores. Neste caso, por meio de uma complicada combinação de seqüências de laminação e de tratamentos térmicos, é possível obter uma orientação fortemente preferencial, na qual uma direção [1,0,0] dos cristais é alinhada paralelamente à direção de laminação, enquanto uma face da célula unitária (o plano cúbico), permanece paralela ao plano de laminação. O aspecto importante desta textura é que nela a direção de magnetização mais fácil é paralela ao comprimento da chapa. Na fabricação de transformadores, as chapas são colocadas no núcleo de forma que essa direção seja paralela à direção de percurso do fluxo de magnético. Quando isso é feito, a perda por histerese resultante se torna muito pequena.
2.5 RECOZIMENTOOs efeitos do encruamento podem ser parcialmente ou completamente revertidos
pelo aquecimento do metal a uma temperatura suficientemente alta. Neste caso são produzidos novos cristais no metal (no estado sólido), através de um processo conhecido como recozimento.
O termo recozimento refere-se a um tratamento térmico no qual um material é exposto a uma temperatura elevada por um período de tempo longo e a seguir é lentamente resfriado. Ordinariamente, o recozimento é realizado para: (1) aliviar tensões; (2) aumentar a maciez, dutilidade e tenacidade; e/ou (3) produzir uma microestrutura específica. Uma variedade de tratamentos térmicos de recozimento são possíveis; eles são caracterizados pelas mudanças que são induzidas, que muitas vezes são microestruturais e são responsáveis para a alteração das propriedades mecânicas.
Qualquer processo de recozimento consiste de 3 estágios: (1) aquecimento até à desejada temperatura, (2) manutenção ou "encharcamento" à temperatura, e (3) resfriamento, usualmente até à temperatura ambiente. Tempo é um parâmetro importante nestes procedimentos. Durante o aquecimento e resfriamento, existem gradientes de temperatura entre as porções do lado de fora e o lado de dentro da peça; suas magnitudes dependem do tamanho e da geometria da peça. Se a taxa de mudança da temperatura é demasiado grande, podem ser induzidos gradientes de temperatura e tensões internas que podem conduzir ao empeno ou mesmo trincamento. Também, o tempo real de recozimento deve ser longo suficiente para permitir quaisquer necessárias reações de transformação.
A temperatura de recozimento é também uma consideração importante; recozimento pode ser acelerado pelo aumento da temperatura, de vez que processos difusionais estão normalmente envolvidos.
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Ele é comumente utilizado durante os procedimentos de fabricação que requerem extensiva deformação plástica, a fim de permitir uma continuação da deformação sem fratura ou excessivo consumo de energia. A ocorrência de processos de recuperação e recristalização é permitida. Ordinariamente é desejada uma microestrutura de grãos finos e, portanto, o tratamento térmico é terminado antes que ocorra um apreciável crescimento de grão. A oxidação superficial ou a formação de carepa pode ser evitada ou minimizada mediante o recozimento em temperatura relativamente baixa (mas acima da temperatura de recristalização), ou numa atmosfera não-oxidante.
Tensões residuais internas podem desenvolver-se nas peças de metal em resposta ao seguinte: (1) processos de deformação plástica tais como usinagem e lixamento; (2) resfriamento não-uniforme de uma peça que foi processada ou fabricada numa temperatura elevada, tal como uma solda ou uma fundição; e (3) uma transformação de fase que é induzida pelo resfriamento onde as fases matriz e produto têm diferentes densidades. Distorção e empenamento podem resultar se as tensões residuais não forem removidas.
Um tratamento térmico conhecido como um recozimento completo é às vezes utilizado em aços de baixo e de médio teor de carbono que serão usinados ou experimentarão deformação plástica durante uma operação de conformação. A liga é austenitizada por aquecimento até 15 a 40°C (30 a 70°F) acima das linhas A3 ou A1 (fig.6.1) até que o equilíbrio seja atingido. A liga é então resfriada no forno; isto é, o forno de tratamento térmico é desligado e tanto o forno quanto o aço resfriam até à temperatura ambiente numa mesma taxa, que leva várias horas.
Figura 6.1 Localização das curvas A1 e A3 no diagrama de fases Ferro-Carbono ( Retirado do site http://www.territorioscuola.com/wikipedia/pt.wikipedia.php?title=Austenita)
O produto microestrutural deste recozimento é perlita grossa (em adição a qualquer fase proeutetóide) que é relativamente macia e dútil. O procedimento de
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resfriamento no recozimento completo é economizador de tempo; todavia resulta uma microestrutura tendo grãos pequenos e uma estrutura de grão uniforme. A temperatura de recozimento para um aço 1020 varia entre 860 a 900°C. (COSTA E SILVA , André Luiz V. da. MEI, Paulo Roberto, p. 84)
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3 METODOLOGIA EXPERIMENTAL
De início, o material aço SAE 1020 foi retificado e usinado de modo que se obtiveram corpos de provas de 20 mm X ø10mm possibilitando a futura conformação destes para o estudo do trabalho. Para dar inicio ao nosso trabalho, tínhamos que ter certeza de que o aço retificado e usinado era mesmo da classe SAE 1020, para isso, foi necessário a realização de uma analise química. Foi então, feito o ensaio de compressão no aço a uma carga de 290kN, para que o mesmo atingisse uma diâmetro de 17mm, para assim podermos iniciar a análise química, a qual foi realizada no laboratório de Analises Químicas da UDESC.
Confirmada a veracidade do aço, o próximo passo foi a caracterização metalográfica e análise de dureza do mesmo. Corta-se a amostra transversal e longitudinalmente, para então embutir a amostra na embutidora a quente, com baquelite em pó. Com as amostras embutidas, dá-se início ao processo de lixamento da amostra, realizado em lixadeiras elétricas do tipo circular, passando pelas lixas P100, P320, P400 e P600. Nesse processo, ao trocar de lixa girar a amostra em 90º e sempre tomar o cuidado de eliminar os riscos da lixa anterior.
Obtendo, na lixa P600 apenas riscos em uma direção, a amostra está apta para o procedimento de polimento. O polimento tem como o objetivo tirar todos os riscos da amostra para posterior ataque químico e visualização em microscópio eletrônico. O mesmo é realizado em uma politriz, composta por um pano específico para polimentos (com grãos da ordem de 3µm) e usando alumina, que é o recomendado para polir aços.
Usa-se o microscópio eletrônico para ter-se a certeza de que a amostra pode ser atacada, quanto menos riscos aparecerem, mais apta para o ataque químico. Para a categoria de aço, utiliza-se no ataque Nital 1% ou Nital 3%, como trata-se de um aço SAE 1020, utiliza-se Nital 1%. Faz-se a imersão das amostras, por um tempo que varia de amostra para amostra.
(a) (b)
Figura 1- (a) Análise transversal aço original, ampliação 200x; (b) Análise longitudinal aço original, ampliação 200x.
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A análise de dureza pode ser realizada tanto no corpo de prova, quanto na amostra que foi embutida. No nosso caso, foi feita a análise na amostra embutida, realizando o ensaio na Máquina de Dureza Vickers, encontrada no Laboratório de Metalografia da UDESC. Na dureza Vickers é usada uma pirâmide de diamante com ângulo de diedro de 136º que é comprimida, com uma força arbitrária F, contra a superfície do material. Calcula-se a área S da superfície impressa pela medição das suas diagonais. E a dureza Vickers HV é dada por F/S.
Existe uma proporcionalidade entre a força aplicada e a área e, portanto, o resultado não depende da força, o que é muito conveniente para medições em chapas finas, camadas finas (cementadas, por exemplo).
Foi então utilizada a carga de 0,5kg, que equivale a 4,91N e tomamos três pontos para a amostra transversal e mais três para a amostra longitudinal, para analisar a influência da anisotropia, na dureza do material.
Com os dados obtidos acima, conclui-se que a dureza é realmente a que consta na literatura
Terminado o processo de caracterização do material, realiza-se o recozimento. O recozimento foi realizado com o intuito de retirar todos os resquícios do processo de fabricação do aço e obter uma estrutura mais homogênea. Toma-se como referência de temperatura, a temperatura de austenitização e um tempo necessário para que a austenitização seja completa. Foi utilizada a temperatura de 900º C e o tempo de permanência a essa temperatura foi de 1 hora. O resfriamento é feito de forma branda, dentro do próprio forno, a fim de evitar transformação na estrutura e que haja formação de tensões internas.
Com o processo de recozimento feito, faz-se a caracterização do material novamente, a fim de identificarem-se possíveis modificações na microestrutura e na dureza.
Tabela 1- Durezas realizadas no aço sem tratamento.Carga 0,5kg
Transversal (HV)
Longitudinal (HV)
1ª 161,0 144,02ª 139,0 147,03ª 140,0 139,0
Média 146,5 143,3
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(a) (b)
Carga 0,5kgTransversal (HV) Longitudinal (HV)
1ª 125,0 135,02ª 125,0 144,03ª 129,0 146,0
Média 126,3 141,6
Após o tratamento térmico de recozimento, dá-se início ao processo de conformação. Esse, será realizado na Máquina de Ensaios Universais, far-se-á o uso de quatro corpos de prova para cada carga, sendo as respectivas de 100kN, 200kN e 290kN.
Na próxima página se apresentam as curvas características do comportamento de cada corpo de prova, nos devidos ensaios.
Tabela 2- Durezas realizadas no aço após tratamento térmico.
Figura 2 – (a) Análise transversal, aço após recozimento, ampliação 200x; (b) Análise longitudinal,aço após recozimento,ampliação 200x.
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Figura 3 – Comportamento do aço no processo de conformação a 100kN.
Figura 4 – Comportamento do aço no processo de conformação a 200kN.
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Com a etapa de conformação terminada, mais uma vez, realiza-se a caracterização dos materiais, sendo feitas as análises metalográficas e as respectivas durezas de cada corpo de prova. Será utilizado um corpo de prova de cada carga para se realizar a metalografia e mais um de cada para a análise de
Figura 5- Comportamento do aço no processo de conformação a 290kN.
Figura 6 – Na figura acima: Corpo de prova original, Recozido, Conformado a 100kN, Conformado a 200kN e Conformado a 290kN.
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dureza. Depois de realizada o ensaio de dureza, faz-se o recozimento desses corpos.
Abaixo, estão ilustrados os resultados da metalografia e da dureza dos corpos de prova.
Aço Conformado a 100kN:
(a) (b)
Carga 0,5kgTransversal (HV) Longitudinal (HV)
1ª 206,0 229,02ª 203,0 227,03ª 217,0 223,0
Média 208,7 226,4
Taxa de conformabilidade ¿( Li−LfLi )∗100 %
Comprimento original (mm) 20Conformado a 100kN 10
Taxa de conformabilidade(%) 50
Tabela 3 - Durezas realizadas no aço após conformação a
Tabela 4 – Taxa de conformabilidade do aço conformado
Figura 7 – (a) Análise Transversal aço conformado a 100kN, ampliação 100x; (b) Análise Longitudinal aço conformado a 100kN,ampliação 100x.
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Aço Conformado a 200kN:
(a) (b)
Carga 0,5kgTransversal (HV) Longitudinal (HV)
1ª 265,0 254,02ª 240,0 250,03ª 241,0 265,0
Média 249,0 256,3
Taxa de conformabilidade:
Comprimento original (mm) 20Conformado a 100kN 6
Taxa de conformabilidade (%) 70
Figura 8 – (a) Análise Transversal aço conformado a 200kN, ampliação 100x; (b) Análise Transversal aço conformado a 200kN,ampliação 100x.
Tabela 5 - Durezas realizadas no aço após conformação a 200kN.
Tabela 6 – Taxa de conformabilidade do aço conformado a 200kN.
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Aço Conformado a 290kN:
(a) (b)
Taxa de conformabilidade
Comprimento original (mm) 20Conformado a 100kN 5
Taxa de conformabilidade (%) 75
Figura 9 – (a) Análise Transversal aço conformado a 290kN, ampliação 500x; (b) Análise Longitudinal aço conformado a 290kN, ampliação 500x.
Tabela 8 - Taxa de conformabilidade do aço conformado a 290kN.
Tabela 7 – Durezas realizadas no aço após ser conformado a 290kNCarga 0,5 kgTransversal (HV) Longitudinal (HV)
1ª 266,0 285,02ª 266,0 281,03ª 266,0 285,0
Média 266,0 283,7
43
O 2º recozimento foi realizado a temperatura de 900ºC, temperatura a qual permaneceu por 1 hora, e resfriado de forma branda, dentro do próprio forno. Terminado o tratamento térmico de recozimento, realiza-se então a caracterização do material, fazendo análise metalográfica e ensaio de dureza. É importante que na analise metalográfica, lixe-se uma camada de aproximadamente 1 mm, pois durante o tratamento térmico pode ter ocorrido descarbonetação superficial, o que causaria uma alteração na análise metalográfica e também da leitura da dureza.
Os resultados estão mostrados abaixo:
Aço Conformado a 100kN após recozimento:
(a) (b)
Figura 10 – (a) Análise transversal aço conformado 100kN recozido,ampliação 200x; (b) Análise longitudinal aço conformado 100kN recozido,ampliação 200x.
Tabela 9 - Durezas realizadas no aço conformado a 100kN após
Carga 0,5kgTransversal (HV) Longitudinal (HV)
1ª 145,0 115,02ª 155,0 114,03ª 157,0 117,0
Média 152,3 115,3
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Aço Conformado a 200kN após recozimento:
(a) (b)
Aço conformado a 290kN após recozimento:
*adicionar figuras 17 e 18 referentes a metalografia
Carga 0,5kgTransversal (HV) Longitudinal (HV)
1ª 132,0 121,02ª 142,0 123,03ª 143,0 136,0
Média 139,0 126,7
Tabela 10 – Durezas realizadas no aço conformado a 200kN após
Tabela 11 – Durezas realizadas no aço conformado a 290kN após recozimento.
Figura 11 - Análise transversal, aço conformado a 200kN após recozimento,ampliação 200x; Análise longitudinal, aço conformado a 200kN após recozimento,ampliação 200x
Carga 0,5kgTransversal (HV) Longitudinal (HV)
1ª 121 1152ª 122 1163ª 123 116
Média 122,0 115,7
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O gráfico abaixo foi montado a partir dos dados das tabelas apresentadas anteriormente.
AÇO SEM TR
ATAMEN
TO
AÇO RECOZID
O
AÇO ENSA
IADO A 100KN
AÇO ENSA
IADO A 200KN
AÇO ENSA
IADO A 290KN
AÇO ENSA
IADO A 100KN RECOZID
O
AÇO ENSA
IADO A 200KN RECOZID
O
AÇO ENSA
IADO A 290KN RECOZID
O0
50
100
150
200
250
300
Comparativo entre as durezas obtidas
SeçãoTransversalSeção Longitudinal
Dure
za (H
V)
Figura 13 – Gráfico de Durezas
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Avaliação e Discussão dos Resultados
Com os dados obtidos, conseguimos avaliá-los e identificar se os resultados estão de acordo com o que era esperado.
Através da analise metalográfica, conseguimos identificar que na seção transversal da peça, há uma homogeneidade na distribuição dos grãos, sendo que na metalografia do aço original conseguimos afirmar a veracidade do aço, por ele apresentar ferrita em maior quantidade que perlita. Analisando a seção longitudinal da amostra, verificamos que os grãos estão dispostos de forma alinhada.
A metalografia dos aços ensaiados, não nota-se muita diferença na estrutura na seção transversal, porém, na seção longitudinal, nota-se que os grãos continuam alinhados, porém mais próximos uns dos outros, e quanto maior a carga, mais próximos eles ficam.
Na parte de análise das durezas primeiramente, comparando as durezas do material original com o material recristalizado, é possível concluir que o recozimento reduziu a dureza do material, como era esperado. Ao analisar as durezas do material conformado, é evidente a presença do encruamento. A medida que o material vai sendo conformado a sua dureza vai aumentando, sendo necessária uma maior carga para promover a deformação. A média de durezas da conformação no sentido transversal a 200kN é aproximadamente 23% mais alta que das durezas do ensaio de 100kN, sendo que a 290kN o aumento foi de aproximadamente 11% em relação a de 200kN.
Além disso, é possível notar que as durezas no sentido longitudinal são maiores que as durezas no sentido transversal. Isso pode ser explicado pela anisotropia do aço, que foi conformado no sentido axial, provocando o alinhamento dos grãos nesse sentido. Esse efeito pode ser melhor observado nas imagens da metalografia.
Conclusão
Com base na referência bibliográfica, analisam-se os dados obtidos e compara-se com o que era esperado que fosse obtido.
Um aço SAE 1020, caracteriza-se pela presença de 0,20% de Carbono na sua estrutura, sendo constituído em maior parte por ferrita, e em uma porcentagem menor por perlita.Com a analise metalográfica conseguimos identificar a maior presença de ferrita em relação a perlita.Na seção longitudinal, observamos os grãos dispostos de forma alinhada, enquanto na seção transversal eles estão dispostos de forma aleatória.
A seguir, na metalografia dos aços conformados, percebemos modificação na seção longitudinal. Os grãos continuam dispostos de forma alinhada, porém mais próximos uns dos outros. Comportamento característico da estrutura após passar por um processo de conformação. Verificamos também, que conforme se aumentava a carga, há uma diminuição da distância entre os grãos.
Na analise das durezas, os resultados foram coerentes com os valores esperados. Comparando-se a dureza do aço original com o aço recozido,
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observamos a diminuição da mesma tanto na seção longitudinal quanto na transversal, fator característico do tratamento térmico de recozimento. Após o processo de conformação, verificamos um aumento significativo na dureza do aço, proveniente da presença do encruamento no material. O aumento deu-se tanto na seção longitudinal, quanto na transversal, porém verificamos que na seção longitudinal ela foi mais intensa devido a anisotropia do aço o qual foi conformado no sentido axial, que provocou a aglomeração e alinhamento dos grãos.
Realizando o recozimento após a conformação, além de ocorrer o alívio das tensões, obtivemos a recristalização do material que, segundo as referências bibliográficas, resulta em uma diminuição da dureza do material conformado, possibilitando assim a continuidade de um processo de conformação. Fazendo-se a análise das durezas do material recozido após a conformação, concluímos que o processo de recozimento, através da recristalização e do alivio de tensões, ocasionou a redução das durezas tanto transversal quanto longitudinalmente. Podendo assim ser comparadas às durezas do aço original e também às do aço original tratado termicamente.
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REFERÊNCIAS
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