UNIVERSIDADE PRESBITERIANA MACKENZIE ENGENHARIA...
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UNIVERSIDADE PRESBITERIANA MACKENZIE PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS E NANOTECNOLOGIA CARLOS HENRIQUE FERREIRA DA SILVA COMPORTAMENTO MECÂNICO E CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DE UM AÇO DP LAMINADO A FRIO COM REVESTIMENTO DE Zn PARA ESTAMPAGEM São Paulo 2019
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UNIVERSIDADE PRESBITERIANA MACKENZIE
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM
ENGENHARIA DE MATERIAIS E NANOTECNOLOGIA
CARLOS HENRIQUE FERREIRA DA SILVA
COMPORTAMENTO MECÂNICO E CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DE
UM AÇO DP LAMINADO A FRIO COM REVESTIMENTO DE Zn PARA
ESTAMPAGEM
São Paulo
2019
CARLOS HENRIQUE FERREIRA DA SILVA
COMPORTAMENTO MECÂNICO E CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DE
UM AÇO DP LAMINADO A FRIO COM REVESTIMENTO DE Zn PARA
ESTAMPAGEM
Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa
de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais e
Nanotecnologia da Universidade Presbiteriana
Mackenzie, como requisito parcial à obtenção do
título de Mestre.
ORIENTADOR: PROF. DR. ANTÔNIO AUGUSTO COUTO
São Paulo
2019
Bibliotecária Responsável: Marta Luciane Toyoda – CRB 8/ 8234
S586c
Silva, Carlos Henrique Ferreira da
Comportamento mecânico e caracterização microestrutural de um aço DP
laminado a frio com revestimento de Zn para estampagem / Carlos Henrique
Ferreira da Silva – São Paulo, 2019.
78 f.: il.; 30 cm.
Dissertação (Mestrado em Engenharia de Materiais e Nanotecnologia) -
Universidade Presbiteriana Mackenzie - São Paulo, 2019.
Orientador: Antônio Augusto Couto.
Bibliografia: f. 20-43.
1. Aços Dual Phase. 2. Estampagem a frio. 3. Textura. I. Couto, Antônio
Augusto, orientador. II.Título.
CDD 669.14
CARLOS HENRIQUE FERREIRA DA SILVA
COMPORTAMENTO MECÂNICO E CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DE
UM AÇO DP LAMINADO A FRIO COM REVESTIMENTO DE Zn PARA
ESTAMPAGEM
Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa
de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais e
Nanotecnologia da Universidade Presbiteriana
Mackenzie, como requisito parcial à obtenção do
título de Mestre.
Aprovado em, 11/02/2019.
BANCA EXAMINADORA
À minha mãe, pelo seu empenho e dedicação.
AGRADECIMENTOS
Ao professor e orientador, Dr. Antônio Augusto Couto, por todo seu tempo e
conhecimento dedicados a me ajudar durante o processo de realização deste trabalho.
Ao meu amigo, Sr. Leandro Barros, que me contribuiu com recursos materiais e
intelectuais para o desenvolvimento deste trabalho.
Ao professor Dr. Nelson Batista de Lima, do Instituto de Pesquisas Energéticas
e Nucleares (IPEN), pelo apoio técnico fornecido para o desenvolvimento dos testes.
A Universidade Presbiteriana Mackenzie e todo seu corpo docente, que me
proporcionaram as condições necessárias para que eu alcançasse meus objetivos.
À empresa Tower Automotive do Brasil, que serviu como fonte de informações
e inspiração para criação deste trabalho.
“ Buscar as coisas certas da maneira errada
É o mesmo que nadar contra a maré
Lutando pelas nossas próprias forças
Já entramos na batalha derrotados. ”
Déio Tambasco
RESUMO
Duas chapas de aços DP (Dual Phase), ambas com espessura de 2,0mm,
composição química e resistência mecânica semelhantes e produzidos por duas usinas
siderúrgicas distintas, foram utilizados no processo de estampagem a frio. Uma das chapas
apresentou problemas de trincamento durante o processo de estampagem a frio e a outra não.
O objetivo deste trabalho é comparar a microestrutura e as propriedades mecânicas em tração
visando compreender o que causou a falha em uma das chapas. Diante disto, foram realizadas
análise da composição química, caracterização por microscopia óptica e determinação da
textura cristalográfica por difração de raios x. Ensaios de tração nas direções de 0°, 45° e 90°
em relação à direção de laminação foram também realizados. Todos os ensaios realizados
retornaram resultados muito semelhantes entre os dois materiais. O principal aspecto de
diferenciação entre os aços foi a maior intensidade da fibra α no material que trincou. A origem
das intensidades das fibras α e 𝛾 são oriundas do tratamento da matéria prima e do processo de
laminação do material. Este fato justifica os resultados de estampagem a frio, pois a presença
da fibra α é prejudicial para materiais em processo de estampagem.
Palavras-chave: Aços Dual Phase. Estampagem a frio. Textura.
ABSTRACT
Two Dual Phase (DP) steels, both with thickness of 2,0mm, similar chemical
composition and strength and produced by two different steelworks, were used in the cold
drawing process. One of the sheets had cracking problems during the cold drawing process
and the other didn't. The objective of this work is to compare the microstructure and the
mechanical properties in tensile process in order to understand what caused the failure in one
of the sheets. In view of this, the chemical composition, characterization by optical microscopy
and determination of crystallographic texture by x-ray diffraction were performed. Tensile tests
in the 0 °, 45 ° and 90 ° directions with respect to the rolling direction were also performed.
All tests performed returned very similar results between the two materials. The main
distinguishing feature among steels was the higher fiber intensity in the material that cracked.
The origin of the intensities of α-fiber and 𝛾-fiber are derived from the treatment of the raw
material and the rolling process of the material. This fact justifies the results of cold drawing,
since the presence of α-fiber is detrimental to materials in the process of drawing.
Keywords: Dual Phase steels, cold drawing, texture.
LISTA DE ILUSTRAÇÕES
Figura 1 Representação de um estágio de corte no processo de estamparia de metais.........19
Figura 2 Representação de um estágio de estampagem profunda no processo de estamparia
de metais...............................................................................................................20
Figura 3 Representação de um estágio de reestampagem no processo de estamparia de
metais....................................................................................................................21
Figura 4 Diagrama de fases - Recozimento Intercrítico - Liga Ferro-Carbono....................24
Figura 5 Linha de zincagem contínua (LZC) por imersão à quente.....................................26
Figura 6 Representação da curva tensão (𝜎) x deformação (𝜀) em um ensaio de tração de
um material metálico.............................................................................................28
Figura 7 Representação da curva tensão x deformação verdadeira em um ensaio de tração
de um material metálico........................................................................................31
Figura 8 Direção cristalina do material durante a laminação...............................................33
Figura 9 Método de amostragem para ensaio de anisotropia...............................................36
Figura 10 Representação esquemática de uma célula unitária CCC e CFC...........................37
Figura 11 Representação da difração de raios x sobre planos atômicos.................................39
Figura 12 Ângulos de Euler (φ1, ϕ e φ2) conforme notação de Bunge..................................41
Figura 13 Figura de pólos (110) de uma chapa de aço baixo carbono com 2% de silício,
recozida a 760ºC e, posteriormente, laminada a frio com redução de
8,6%......................................................................................................................42
Figura 14 Guilhotina mecânica para corte de chapas.............................................................44
Figura 15 Prensa com aquecimento (embutidora de resina sintética)....................................45
Figura 16 Ilustração dos corpos de prova embutidos e suas direções.....................................45
Figura 17 Lixadeira/Politriz para acabamento dos corpos de prova embutidos.....................46
Figura 18 Direções de lixamento dos corpos de prova embutidos.........................................46
Figura 19 Microscópio óptico com câmera para captura de imagens....................................47
Figura 20 Durômetro de bancada com capacidade de medição nas escalas HRB e HRC.......48
Figura 21 Corpo de prova preparados para ensaio de dureza.................................................49
Figura 22 Máquina de ensaio de tração com extensômetro óptico.........................................50
Figura 23 Direção dos corpos de prova, para ensaio de tração, em relação a direção de
laminação..............................................................................................................51
Figura 24 Fresadora CNC de três eixos.................................................................................51
Figura 25 Croqui dos corpos de prova para ensaio de tração.................................................52
Figura 26 Goniômetro de textura horizontal para análise de direção dos planos dos
átomos...................................................................................................................53
Figura 27 Espectrômetro de fluorescência para análise da composição química dos
materiais...............................................................................................................54
Figura 28 Imagens capturadas na microscopia óptica das amostras do ‘material A’ (A, C, E)
e do ‘material B’ (B, D, F).....................................................................................58
Figura 29 Figura de pólo do ‘material A’..............................................................................66
Figura 30 Figura de pólo do ‘material B’...............................................................................67
Figura 31 FDOC do ‘material A’ (A) e do ‘material B’ (B)...................................................68
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 Resultados de composição química dos materiais estudados...............................55
Tabela 2 Resultados dos ensaios de dureza HRB e HV 0,2.................................................56
Tabela 3 Resultados dos ensaios de tração..........................................................................60
Tabela 4 Resultados calculados de coeficiente de encruamento e coeficiente de
anisotropia............................................................................................................63
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
ABNT Associação Brasileira de Normas Técnicas
Al2O3 Alumina
APQP Advance Product Quality Planning
apud. citado por (junto a)
CCC Cúbico de Corpo Centrado
CEP Controle Estatístico do Processo
CFC Cúbico de Face Centrada
CP Complex-Phase
DL Direção de Laminação
DN Direção Normal
DP Dual Phase
DT Direção Transversal
EDXRF Energy Dispersive X-ray Fluorescence
et al. e outros (et alia)
FDOC Função de Distribuição de Orientação Cristalina
IF Aços ultrabaixo carbono livre de intersticiais (Intersticial Free)
LRC Linha de Recozimento Contínuo
LRT Limite de Resistência à Tração
LZC Linha de Zincagem Contínua
MEV Microscopia Eletrônica de Varredura
NBR Norma Brasileira
P.A. Para Análise (Pro Analyse)
TCC Trabalho de Conclusão de Curso
TR Times Random
TRIP Transformation Induced Plasticity
LISTA DE SÍMBOLOS
Al Alumínio
AL Alongamento
Å Angstrom
C Carbono
Co Cobalto
Cr Cromo
cm2 Centímetro quadrado
𝑑ℎ𝑘𝑙 Distância interplanar
E Módulo de Young
g grama
H Hidrogênio
h k l Índices de Miller
HRB Hardness Rockwell B (Dureza Rockwell B)
HRC Hardness Rockwell C (Dureza Rockwell C)
K Coeficiente de resistência
kgf Quilograma força
Lf Alongamento final
L0 Alongamento inicial
ml mililitro
mm milimetro
m2 metro quadrado
Mn Manganês
Mo Molibdênio
MPa Mega Pascal
N Nitrogênio
n Coeficiente de encruamento
�̅� Valor médio do coeficiente de encruamento
Nb Nióbio
nm Nanômetro
P Fósforo
Pb Chumbo
𝑄𝑇̅̅ ̅̅ Segmento de reta
r Coeficiente de Lankford
𝑟𝑚 Média do Coeficiente de Lankford
S Enxofre
Si Silício
𝑠𝑒𝑛𝜃 Ângulo de incidência
𝑆𝑄̅̅̅̅ Segmento de reta
T Tonelada
𝑡𝑓 Espessura final
𝑡𝑜 Espessura inicial
uvw Direções do plano
𝑤𝑓 Largura final
𝑤𝑜 Largura inicial
x Número inteiro
�̅� Média aritmética
Zn Zinco
α Alpha
𝛾 Gama
𝜎 Tensão
σp Limite de proporcionalidade
σe Tensão de escoamento
𝜀 Deformação
𝜀0 Deformação inicial
𝜀𝑡 Deformação real no sentido da espessura
𝜀𝜔 Deformação real no sentido da largura
µm micrometro
∆𝑟 Coeficiente de anisotropia planar
φ1, e φ2 Ângulos de Euler
λ Comprimento de onda
° Graus
°C Graus Celsius
SUMÁRIO
1 INTRODUÇÃO ................................................................................................... 16
1.1 OBJETIVOS .......................................................................................................... 18
1.1.1 Objetivo geral ....................................................................................................... 18
1.1.2 Objetivos específicos ............................................................................................ 18
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ........................................................................... 19
2.1 PROCESSO DE ESTAMPAGEM DE METAIS ................................................... 19
2.1.1 Corte...................................................................................................................... 19
2.1.2 Dobramento e encurvamento ............................................................................. 20
2.1.3 Estampagem profunda ........................................................................................ 20
2.2 CARACTERIZAÇÃO DO MATERIAL ............................................................... 21
2.2.1 Aço DP (ferrita e martensita) ............................................................................. 21
2.2.2 Revestimento de Zn (galvanização) .................................................................... 26
2.2.3 Ensaios de tração ................................................................................................. 27
2.2.4 Encruamento do material ................................................................................... 29
2.2.4.1 Coeficiente de encruamento (n) .......................................................................... 30
2.2.5 Coeficiente de anisotropia (r de Lankford) ....................................................... 32
2.2.6 Textura.................................................................................................................. 37
2.2.6.1 Difração de raios x ................................................................................................. 39
3 MATERIAIS E MÉTODOS ............................................................................... 43
3.1 MATERIAIS.......................................................................................................... 43
3.2 MÉTODOS ............................................................................................................ 43
3.2.1 Preparação das amostras .................................................................................... 43
3.2.2 Microscopia óptica (M.O.) .................................................................................. 47
3.2.3 Ensaio de dureza .................................................................................................. 48
3.2.4 Ensaio de tração ................................................................................................... 49
3.2.5 Difração de raios x ............................................................................................... 53
3.2.6 Espectrometria ..................................................................................................... 54
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ....................................................................... 55
4.1 COMPOSIÇÃO QUÍMICA ................................................................................... 55
4.2 ENSAIOS DE DUREZA ....................................................................................... 56
4.3 MICROSCOPIA ÓPTICA (M.O.) ......................................................................... 57
4.4 ENSAIOS DE TRAÇÃO ....................................................................................... 59
4.5 COEFICIENTE DE ENCRUAMENTO, R DE LANKFORD E ANISOTROPIA
PLANAR ............................................................................................................... 62
4.6 TEXTURA ............................................................................................................. 65
5 DISCUSSÃO GERAL ......................................................................................... 69
REFERÊNCIAS ................................................................................................... 71
ANEXOS ............................................................................................................... 76
APÊNDICES ........................................................................................................ 77
16
1 INTRODUÇÃO
O processo de estamparia (conformação mecânica) é um processo de fabricação
onde a deformação plástica é utilizada para alterar a forma de peças metálicas. A conformação
é o resultado da aplicação de cargas que produzem tensões que excedem o limite de elasticidade
do metal, assumindo a forma da matriz (GROOVER, 2007). O processo de estampagem
metálica é feito normalmente a frio. Os tipos de operação mais comuns são de corte,
dobramento e encurvamento e estampagem profunda, às vezes, a quente (CHIAVERINI, 1986).
A capacidade de deformação dos metais na tecnologia moderna possui grande
importância nos processos de fabricação, em particular dos aços, alcançando formas desejadas
e alterações nas características e propriedades mecânicas do material (SILVA; MEI, 2010).
A análise da curva tensão-deformação do material é fundamental para
compreender o comportamento do mesmo durante a sua conformação (GROOVER, 2007). A
curva tensão-deformação é tipicamente dividida em região elástica e região plástica, momento
este que o material é deformado permanentemente (CALLISTER JR., 2002).
Na conformação mecânica a frio, conforme o material é deformado, ocorre o
fenômeno chamado encruamento, onde a resistência se eleva e a ductilidade remanescente
diminui, pelo aumento da densidade de discordâncias (escala microscópica) e a redução de sua
mobilidade. Com a redução da ductilidade o material pode romper antes de atingir as dimensões
desejadas (SILVA; MEI, 2010).
Na fase de desenvolvimento do produto os produtores buscam ou desenvolvem
a matéria prima que seja mais adequada ao uso, com custo compatível. Com os requisitos de
qualidade do material e os testes e ensaios bem definidos o relacionamento entre cliente/usuário
e fornecedor é beneficiado, reduzindo custos e prazos (SILVA; MEI, 2010).
Os aços Dual Phase (DP) possuem larga aplicação na indústria automobilística,
visando obter resistência mecânica superior de componentes estruturais de veículos
automotivos e reduzir o seu peso (WOO; et al., 2012). Sua combinação de alta resistência à
tração e boa ductilidade são provenientes de uma microestrutura constituída por ilhas
martensíticas duras inseridas em uma matriz ferrítica macia (CHOI; et al., 2013).
Os aços DP, caracterizados neste artigo, são utilizados no processo de
estampagem a frio e são compostos por uma estrutura primária ferrítica e uma estrutura
secundária, predominantemente martensítica, onde cada uma das fases é composta por
fragmentos de materiais homogêneos que fazem parte de um mesmo material heterogêneo.
17
“Uma fase pode ser definida como uma porção homogênea de um sistema que possui
características físicas e químicas uniformes” (CALLISTER JR., 2002).
Os problemas de produção e de qualidade do produto na área de estampagem de
peças metálicas são comuns, mesmo adotando-se os mais rigorosos métodos de preparação do
processo. Diante de tais problemas, muitas vezes por causas desconhecidos, as suspeitas sobre
a matéria prima são usuais.
Esta dissertação abordará uma matéria prima que possui uma conformação
complicada, um aço DP com revestimento de zinco que, devido ao formato do produto e a
resistência mecânica do material, apresenta diversos tipos de intercorrência durante o processo
de produção, característicos do ambiente de conformação metálica a frio. No decorrer da
redação serão apresentados os métodos de análise e seus resultados obtidos.
Os dois materiais estudados possuem composição química e resistência
mecânica semelhantes e são produzidos por duas usinas siderúrgicas distintas, onde um desses
materiais apresenta uma perda de produção entre 10% a 30% em cada lote, proveniente do
surgimento de trincas durante o processo de estampagem, e o material produzido pelo outro
fornecedor apresenta zero rejeito. A inspiração deste estudo é analisar e entender a diferença
entre os dois materiais e encontrar a causa raiz destes problemas de produção citados. Os
ensaios foram realizados sobre uma amostragem que representa os dois extremos dos materiais
citados (material conforme e material não conforme).
Os materiais deste estudo foram caracterizados através de métodos de análise
laboratoriais usuais no meio industrial como ensaios de tração e dureza e utilizando métodos de
análise laboratoriais mais sofisticados como microscopias ópticas e análises de textura,
acompanhados de avaliações obtidas através dos cálculos de coeficiente de encruamento (n),
coeficiente de Lankford (r) e cálculo de anisotropia (rm e ∆r). Estes cálculos foram realizados
através dos dados obtidos dos ensaios de tração realizados nas direções de 0°, 45° e 90° em
relação à direção de laminação. A orientação preferencial dos grãos foi determinada por meio
de difração de raios x.
Em vários momentos desta dissertação serão utilizados o termo ‘material A’ para
identificar o material que não apresenta defeitos na produção e o termo ‘material B’ para
identificar o material que apresenta defeitos na produção.
O presente trabalho foi realizado com apoio da Coordenação de
Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior - Brasil (CAPES) - Código de Financiamento
001.
18
1.1 OBJETIVOS
1.1.1 Objetivo geral
Analisar e comparar a microestrutura e o comportamento mecânico de dois aços
DP laminados a frio com revestimento de Zn, com a mesma especificação de composição
química e resistência mecânica e produzidos por duas siderúrgicas distintas, que são utilizados
no processo de estampagem de componentes e conjuntos para a indústria automotiva e
apresentam comportamentos diferentes durante o processo de embutimento.
1.1.2 Objetivos específicos
● Correlacionar a porcentagem de fases presente nas amostras com os resultados dos ensaios
mecânicos, analisando a microestrutura do material nas direções longitudinal, transversal e
normal à direção laminação por microscopia óptica;
● Analisar a influência da orientação preferencial dos planos e direções cristalinas (coeficiente
de Lankford) e da distribuição uniforme das deformações (coeficiente de encruamento) nas
propriedades mecânicas dos materiais estudados no momento das deformações através de
ensaios de tração em três direções (0°, 45° e 90°);
● Determinar a melhor condição de orientação cristalográfica para os dois materiais estudados,
analisando os resultados de FDOC e figuras de pólo obtidas em ensaios de difração de raios x;
● Correlacionar as falhas ocorridas no processo de estampagem (trincas) com os resultados dos
ensaios realizados.
19
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
Esta revisão bibliográfica foi realizada com base em livros, trabalhos
acadêmicos (TCC’s, dissertações, teses), normas, artigos de periódicos, anais de congresso,
revistas técnicas, sites acadêmicos entre outros, dando ênfase a referências atuais.
2.1 PROCESSO DE ESTAMPAGEM DE METAIS
O processo de estampagem de metais (conformação mecânica) é feito
normalmente a frio. Os tipos de operação mais comuns são de corte, dobramento e
encurvamento e estampagem profunda (às vezes a quente) (GROOVER, 2007).
2.1.1 Corte
O processo de corte é composto pela prensa (máquina-ferramenta), matriz e
punção de corte, como apresentado na figura 1.
Figura 1 – Representação de um estágio de corte no processo de estamparia de metais
Fonte: Fundação Santo André – FSA (2009)
O processo de corte é comumente aplicado para realizar a separação entre o
produto e o retalho de chapa (sobras de material), perfis e furos. No caso de furos recomenda-
se que a espessura da chapa a ser cortada seja menor que o diâmetro do punção, garantindo um
melhor acabamento da área de corte e o aumento da vida útil da ferramenta (BRESCIANI
FILHO, 2011).
20
2.1.2 Dobramento e encurvamento
Em uma operação de dobramento e encurvamento é importante que a espessura
da chapa se mantenha constante, mesmo nas áreas mais afetadas pela conformação mecânica
como raios de curvatura. Na maioria dos casos a redução (estiramento) da espessura da chapa
não deve ultrapassar 10% da espessura original da mesma, salvo especificações do cliente. Os
raios de curvatura devem ser de 1 a 2 vezes a espessura da chapa para materiais moles e 3 a 4
vezes a espessura da chapa para materiais duros. Cantos vivos devem ser evitados (GROOVER,
2007).
2.1.3 Estampagem profunda
A estampagem profunda (mais conhecida na indústria como repuxo) consiste em
conformar a chapa em forma de copo onde o fundo do copo não sofre alterações e a parede do
copo em forma de cilindro é deformada. Processos de estampagem profunda normalmente são
feitas por etapas, para evitar trincas e superfícies irregulares (rugas), como mostra a figura 2
(MAEDA, 2009).
Figura 2 – Representação de um estágio de estampagem profunda no processo de estamparia
de metais
Fonte: Fundação Santo André - FSA (2009)
Neste tipo de processo é preciso garantir que a chapa não se mova durante a
conformação para alcançar o perfil e as dimensões desejadas. Para este evento os estampos
possuem um retentor (na indústria é chamado de pisador) com a função de manter a chapa
estática para receber o golpe, conforme a figura 3 (GROOVER, 2007).
21
Figura 3 – Representação de um estágio de reestampagem no processo de estamparia de
metais
Fonte: Fundação Santo André - FSA (2009)
A ação do retentor evita o enrugamento da chapa e auxilia na boa execução da
operação, com o objetivo de criar produtos dentro das especificações do cliente. No caso de
produtos mais complexos, estampagem profunda com altura maior que o diâmetro do cilindro
ou para garantir as dimensões especificadas é preciso realizar uma reestampagem. Na indústria
esse estágio é chamado de calibração (BRESCIANI FILHO, 2011).
2.2 CARACTERIZAÇÃO DO MATERIAL
2.2.1 Aço DP (ferrita e martensita)
Para a área automotiva, com o objetivo de reduzir o peso e aumentar o
desempenho à impactos do veículo, a substituição de chapas de aço com baixo teor de carbono
revestidas com zinco por chapas de aço de alta resistência, também revestidas de zinco, foi uma
saída inteligente (SONG; et al., 2012). As propriedades promissoras são provenientes de duas
questões-chave, a adição adequada de elementos de liga e tratamento térmico cuidadosamente
projetado (LIU; et al., 2012).
Um aço DP pode ser caracterizado como uma microestrutura que consiste em
um espalhamento de partículas de martensita dura em uma matriz de ferrita macia (CHOI; et
al., 2013, apud., LLEWELLYN; HILLIS, 1996). Este tipo de aço possui uma combinação de
alta resistência à tração, alta taxa de endurecimento em processos de deformação plástica e boa
ductilidade (SONG; et al., 2012).
A fase martensítica possui maior resistência e dureza do que a fase ferrítica,
causando um reforço composto e, consequentemente, um endurecimento de alto valor,
colaborando para uma alta ductilidade (ROA; et al., 2015). Quanto maior a fração volumétrica
22
de martensita no material maior será sua resistência à tração e menor será sua ductilidade, pois
as partículas ferríticas (macias) são responsáveis pela boa ductilidade do material, enquanto as
partículas martensíticas (duras) são responsáveis por suportar a carga (MOVAHED; et al,
2009). A composição de um aço DP também pode conter outros constituintes pela retenção de
austenita, bainita e perlita (AVRAMOVIC-CINGARA; et al, 2009).
É de comum conhecimento que as falhas dos aços DP dependem de vários
fatores microestruturais como fração volumétrica, teor de carbono, morfologia (tamanho e
forma) e distribuição espacial (WOO; et al., 2012). Durante o processo de falha dos materiais
DP as partículas passam por rotação e deslocamento, primeiramente nos grãos ferríticos e,
posteriormente, nos grãos martensíticos (HOSSEINI-TOUDESHKY; ANBARLOOIE;
KADKHODAPOUR, 2014). A fase ferrítica, por ser mais maleável, sofre as deformações
plásticas antes da fase martensítica.
Quando submetidos à processos de conformação mecânica, como o processo de
estampagem, os elementos microestruturais dos aços DP passam por três diferentes processos
de deformação até a falha. Na primeira etapa as partículas de ferrita e martensita se deformam
elasticamente. Na segunda etapa as partículas de ferrita se deformam plasticamente enquanto
as partículas de martensita continuam se deformando elasticamente. Na terceira e última etapa
as partículas de ferrita e martensita se deformam plasticamente (HOSSEINI-TOUDESHKY;
ANBARLOOIE; KADKHODAPOUR, 2014). O processo de corte de chapas cria diversos
defeitos de superfície ao redor da borda cortada, como microfissuras sendo um deles. Como
uma microfissura pode se expandir de uma partícula a outra na fase martensítica seria
interessante a eliminação dessas microfissuras antes do processamento (LEE; LEE; COOMAN,
2012).
A produção comercial do aço DP possui uma técnica de linha de recozimento
contínuo (LRC), onde a bobina, após a laminação à quente ou à frio, é desenrolada e recozida
para produzir a microestrutura desejada. O processo de laminação consiste na passagem das
placas metálicas entre dois cilindros (duo) ou quatro cilindros (quadruo), que giram em sentidos
opostos, deformando a placa plasticamente e, consequentemente, aumentando sua dureza. Este
processo pode ser realizado à quente (placa aquecida a temperaturas acima da temperatura de
recristalização do metal) e a frio (placa aquecida a temperaturas abaixo da temperatura de
recristalização do metal) (OTOMAR, 2010).
O aço ferrítico-perlítico passa por um recozimento intercrítico seguido de um
resfriamento suficientemente rápido para permitir a transformação da austenita em martensita,
23
obtendo o aço ferrítico-martensítico. Esse é o processo mais simples para aquisição dessa
microestrutura. A microestrutura e a quantidade final de ferrita e martensita em aços DP podem
ser controladas pelo tempo de espera, pela temperatura intercrítica e pela taxa de resfriamento
(HOSSEINI-TOUDESHKY; ANBARLOOIE; KADKHODAPOUR, 2014). Um material
também pode sofrer transformação de fases quando submetido a deformações. A transformação
martensítica pode ser produzida por tensões de cisalhamento nos limites de grãos ferríticos,
quando o material possui austenita retida (ROA; et al., 2015).
A composição química da liga e tipos de tratamentos térmicos podem induzir a
mecanismos de falha como nucleação e crescimento de vazios, este último, nucleados
principalmente por trincas causadas por separação de partículas (clivagem) de martensita
deformadas. Pesquisadores observaram que em estruturas grosseiras a formação da lacuna
inicial (ponta da trinca) ocorre devido a fissura da martensita a níveis de deformação muito
baixos (AVRAMOVIC-CINGARA; et al, 2009). Os danos apresentados nos aços DP não são
provenientes apenas pelas nucleações vazias, mas também pela baixa força de atração
(descoesão) na interface entre as duas fases (GHADBEIGI; et al, 2010).
Vários estudos apontam que os aços DP falham de maneira dúctil, com início
nos microvazios em volta ou dentro das ilhas martensíticas e se expandem para a fase ferrítica.
Alguns pesquisadores apontam que a quebra da martensita é o mecanismo principal da falha.
Para grãos grosseiros e alta impureza do material o mais comum é a fratura por clivagem ou a
separação dos grãos (RAMAZANI; EBRAHIMI; PRAHL, 2014).
A fase martensítica sofre maior deformação plástica em relação à fase ferrítica
quando os grãos martensíticos formam um tipo de estrutura de rede em cadeia entre eles, em
volta das partículas ferríticas, característico de um material duplex quando é recozido até a
temperatura intercrítica após sofrer deformação à frio. Estudos comprovam que tal morfologia
(estrutura de rede em cadeia) é a combinação que apresenta o melhor equilíbrio de deformação
e alongamento, ou seja, melhor resistência à tração e alongamento total. O desenvolvimento e
o aumento dos micro-vazios estão intensamente relacionados ao efeito da deformação entre a
fase ferrítica e a fase martensítica. Esses micro-vazios estão relacionados à fratura dúctil do
material. A distribuição da martensita deve influenciar não somente o endurecimento por
deformação, mas também no comportamento da fratura dúctil que afeta a conformação local
(PARK; et al., 2014).
Dentre as diversas formas de restauração da capacidade de endurecimento da
deformação praticadas a substituição da perlita por martensita através do tratamento de
24
recozimento intercrítico é o processo mais eficiente, formando a quantidade necessária de
austenita e transformada em martensita após um rápido arrefecimento (CALCAGNOTTO;
PONGE; RAABE, 2012).
No processo de recozimento intercrítico a ferrita passa por recristalização e as
nucleações austeníticas ocorrem nas interfaces entre os grãos recristalizados e não
recristalizados, dentro das colônias contendo carbono, sendo limitadas pela difusão de carbono
dentro das mesmas. A recristalização ferrítica influencia na formação e distribuição da fase
austenítica (ZHENG; RAABE, 2013).
O recozimento intercrítico para aços de baixa liga, com teor de carbono inferior
a 0,2%, é executado a temperaturas adequadas, no intervalo entre 736°C e 852°C (MOVAHED;
et al, 2009), conforme apresentado no diagrama de fases - Liga Ferro-Carbono a seguir (figura
4).
Figura 4 – Diagrama de fases - Recozimento Intercrítico - Liga Ferro-Carbono
Fonte: Das; Chattopadhyay (2009)
Neste tipo de tratamento a austenita residual se transforma em martensita,
alterando a microestrutura ferrítica-perlítica convencional, e dando origem a uma estrutura
ferrítica-martensítica (MOVAHED; et al, 2009). De acordo com a regra da alavanca, o aumento
da temperatura aumenta a fração do volume da austenita, que então se transformará em
martensite após a têmpera (MOVAHED; et al, 2009) que resulta no aumento da resistência à
25
tração do material , tal fato comprovado por pesquisadores que declararam uma relação linear
entre a resistência à tração máxima, o alongamento uniforme e a tensão de rendimento à
porcentagem de martensita, além do aumento da dureza (GHANEI; KASHEFI; MAZINANI,
2013) e o tamanho dos grãos de ferrita aumentam com o tempo e a temperatura
(CALCAGNOTTO; PONGE; RAABE, 2012). A redução do tamanho de grão da fase
martensítica tende a aumentar sua ductilidade, um maior alongamento uniforme, pois gera uma
maior restrição plástica nos grãos de ferrita e força a fase martensítica a deformar plasticamente
mais cedo (SAEIDI; ASHRAFIZADEH; NIROUMAND, 2014).
Para grãos mais grossos a maior densidade de discordâncias acontece nas
interfaces ferrita-martensita, sendo que a maior tensão é aplicada sobre as partículas
martensíticas, levando as mesmas a falhar. Com o alto efeito de restrição que as partículas de
martensita exercem sobre as partículas de ferrita a falha inicial das partículas de martensita pode
se expandir para as partículas de ferrita adjacentes. Diante de esforços mecânicos, quanto maior
as interfaces ferrite-martensita maiores serão as tensões compressivas que atuam sobre as
interfaces. (SAEIDI; ASHRAFIZADEH; NIROUMAND, 2014).
A nucleação austenítica a partir da perlita ocorre mais rapidamente do que a
nucleação ferrítica devido a quantidade de carbono disponível, diferente da nucleação a partir
dos limites da ferrita onde o núcleo austenítico se forma sem contato direto com a fonte de
carbono (ZHENG; RAABE, 2013).
Pesquisas comprovam que a formação da microestrutura do aço DP tem total
dependência da microestrutura inicial a partir da morfologia ferrita/austenita evoluídas durante
o recozimento na região de dupla fase (DAS; CHATTOPADHYAY, 2009).
Estudos por comparação de diferentes morfologias de um mesmo tipo de aço DP
comprovam que a identificação de alguns parâmetros, como a dureza do material, é insuficiente
para identificar as demais propriedades, como a resistência à tração (DAS;
CHATTOPADHYAY, 2009). A adição de elementos à liga pode alterar a formação da ferrita
e martensita no recozimento intercrítico, induzindo a formação de grãos mais finos que
aumentam a resistência do aço (LEE; LEE; COOMAN, 2012). O refinamento de grãos da fase
ferrítica tem o efeito de elevar a resistência mecânica do material sem alterar a sua dureza e seu
alongamento total, assim como quando a distribuição da martensita está em estrutura de rede
em cadeia, porém este elevando a dureza do material (PARK; et al., 2014). A adição ponderada
de Nióbio (Nb) na composição tem efeito benéfico sobre o alongamento do material.
Quantidades elevadas podem ter um efeito contrário prejudicial (LEE; LEE; COOMAN, 2012).
26
Alguns pesquisadores comprovaram que, para aços DP, combinações em
quantidades iguais de ferrita e martensita dispersas (50%-50%) trazem a combinação ideal de
alta ductilidade e alta resistência mecânica e impactos, porém, essa variação é ascendente e não
linear. Isto é, não existe uma relação direta entre fração de volume e propriedades do material.
Contrariando outros estudos que afirmam que as propriedades do material podem ser estimadas
pela regra da mistura. Estas afirmações ainda são uma incógnita, sendo necessário mais estudos
sobre o caso (MOVAHED; et al, 2009).
2.2.2 Revestimento de Zn (galvanização)
Devido sua larga aplicação na indústria e por ser um material com uma matriz
formada basicamente por ferro e carbono foi preciso desenvolver métodos de proteção contra
os efeitos da atmosfera, onde o processo de galvanização se mostrou o mais viável
processualmente e financeiramente. Contudo, este processo possui suas dificuldades e
particularidades em relação à manutenção da linha de zincagem contínua (LZC) (figura 5), com
destaque para a oxidação seletiva da superfície e o recozimento intercrítico (LIU; et al., 2012).
Figura 5 – Linha de zincagem contínua (LZC) por imersão à quente
Fonte: Galva Brasil (2013)
Em aços de alta resistência é comum a adição de alguns elementos em sua liga
como o Mn, Si, P e Al. Esses elementos tendem a segregar a aço à sua superfície, este que sofre
ataques dos óxidos da atmosfera e rapidamente passam pelo processo de oxidação seletiva,
evento que impacta no processo de galvanização, reduzindo a aderência do revestimento e sua
proteção contra corrosão (SONG; et al., 2012). A oxidação seletiva da superfície é dependente
27
do controle do ponto de orvalho da atmosfera de recozimento (a quantidade de vapor de água
na atmosfera de H2 + N2). Com o aumento do ponto de orvalho, a permeabilidade ao oxigênio
no aço aumenta, o que resulta em transição de oxidação externa para oxidação interna (LIU; et
al., 2012).
Os diferentes padrões térmicos de trabalho (aquecimento, retenção e
refrigeração) na linha de zincagem contínua (LZC) pode influenciar as propriedades mecânicas
do material. Na LZC o aço DP fabricado passa por uma imersão isotérmica a 460°C após o
recozimento intercrítico. Basicamente, as propriedades mecânicas dos aços estão fortemente
conectadas à sua microestrutura obtida após os tratamentos térmicos. Claramente, na LZC, as
rotas do processo, como a taxa de resfriamento do recozimento intercrítico e a imersão
isotérmica de 460°C influenciam as propriedades mecânicas do aço DP (LIU; et al., 2012).
Outros estudos sobre revestimentos de zinco em aços evidenciaram que o
material, quando submetidos à testes de tração, apresenta trincas e fissuras que se originaram
nos limites de grão de Zn e se propagaram ao longo da interface do revestimento e interrompidas
na interface Zn-aço com um posterior desprendimento do aço matriz, o que mostra que trincas
e fissuras originadas no revestimento de zinco não são a causa raiz de fraturas catastróficas do
material (SONG; et al., 2012).
2.2.3 Ensaios de tração
O ensaio de tração é um teste uniaxial e sem atrito, efetuado em máquinas de
ensaios, providas de sensores para registrar o alongamento e a resistência do corpo de prova,
que possuem uma garra fixa e outra móvel (SCHAEFFER, 1999).
Este ensaio é o método mais utilizado na indústria para determinar as
propriedades mecânicas de chapas metálicas, amplamente usado para identificação de
informações primárias sobre a resistência de materiais, e como um teste de controle de
especificações, como limite de resistência, alongamento percentual e total, limite de
escoamento e análises mais específicas como o grau de encruamento e o índice de anisotropia
do material (SCHAEFFER, 1999), onde a resistência à tração e a tensão limite de escoamento
são parâmetros de resistência e a elongação percentual e a redução de área são relativos à
ductilidade do material (DIETER, 1981).
Na indústria os ensaios de tração de materiais são representados pela curva
28
tensão () x deformação () (KEELER, 1968), como mostra a figura 6.
Figura 6 – Representação da curva tensão () x deformação () em um ensaio de tração de um
material metálico
Fonte: Autor (2018)
Onde:
- Limite de proporcionalidade (σp): Limite de proporcionalidade é quando a
“deformação é proporcional à tensão” (SOUZA, 1974). É o limite de resistência do material
sem sofrer deformação permanente (deformação plástica), que obedece a Lei de Hooke,
representada algebricamente por [σ=E.ε], que corresponde a porção linear da curva, onde “E”
representa o módulo de elasticidade ou módulo de Young e “ε” representa a deformação
específica (adimensional);
- Tensão de escoamento (σe): A partir deste ponto o material sofre deformações
residuais ou permanentes. Devido à dificuldade de determinar qual o ponto exato em que o
material começa a se deformar plasticamente foi definido que o limite de escoamento seria
determinado pelo encontro entre a curva formada e uma reta traçada paralelamente em relação
à porção linear da curva (módulo de Young), partindo da tensão à 0,2% de deformação, como
mostra a figura 6. Como regra geral, quanto maior a tensão de escoamento menor será a
conformabilidade do material. Por esse motivo a tensão de escoamento é largamente utilizada
em projetos que requerem um material dúctil, onde a deformação plástica deva ser evitada. A
tensão de escoamento é um momento de transformação heterogênea e localizada, representado
por uma elevação relativamente grande da deformação, com baixa alteração nesta faixa de
tensão. Somente após o limite de escoamento o metal irá encruar (SOUZA, 1974);
29
- Limite de resistência à tração (LRT): Limite máximo de resistência antes da
estricção;
- Limite de ruptura (R): Tensão de ruptura do material.
A tensão utilizada no cálculo da curva é a tensão longitudinal média do corpo de
prova, adquirida pela divisão da carga aplicada pela área inicial da seção do corpo de prova, e
a deformação usada é a deformação linear média, adquirida pela divisão da elongação do
comprimento útil pelo comprimento original do corpo de prova (OTOMAR, 2010).
Uma característica importante e largamente utilizada na indústria é o
alongamento percentual (%AL), representada algebricamente por [%AL = 100 x (Lf- L0)/L0],
onde “L0” representa o alongamento inicial e “Lf” representa o alongamento final.
No ensaio o corpo de prova sofre deformação longitudinal uniforme ao sentido
do esforço até atingir o limite de resistência à tração (LRT). A partir deste ponto o corpo de
prova começa a sofrer estricção, também conhecido como empescoçamento, e a deformação se
concentra na região de estricção até a sua ruptura (KEELER, 1968). Após iniciada a estricção,
a carga necessária para manter a deformação decresce, no qual a curva tensão x deformação
começa a ter uma inclinação negativa com o processo de deformação (OTOMAR, 2010).
Uma fratura de tração plana é típica em amostras com tração longitudinal a
direção de laminação. Em contrapartida, uma fratura de tração angular a direção de laminação
(em torno de 45º) na orientação transversal a direção de laminação, o que indica um
comportamento menos dúctil (SERRANO; HERNÁNDEZ-MAYORAL; GARCÍA-
JUNCEDA, 2011).
2.2.4 Encruamento do material
A resistência à deformação do material é um quesito fundamental para se ter uma
boa conformabilidade. O coeficiente de encruamento (n), a habilidade de estricção do material
e o coeficiente de anisotropia (R de Lankford), o comportamento do material quando submetido
à esforços de estiramento, são propriedades definidas pela conformabilidade do material,
avaliadas através de testes de tensão padrão e tensão normal (OTOMAR, 2010).
Uma ampla parcela da energia empregada para deformar o material é perdido na
forma de calor, contudo, uma fração da energia, entre 2 e 10%, é retida no metal na forma de
energia vinculada a um aumento de defeitos cristalinos (BEVER; HOLT; TITCHENER, 1973),
30
sendo assim, conclui-se que o material deformado se encontra em uma situação de energia
interna superior do que o material não deformado (DIETER, 1981).
O aumento da densidade de discordâncias do metal, causadas pelo encruamento,
representam cerca de 90% da energia armazenada (SIMIELLI, 1986), portanto, o aumento da
densidade de discordâncias, proveniente de diversos obstáculos à sua livre movimentação, está
diretamente relacionado ao aumento da parcela de encruamento. Os principais causadores
desses obstáculos são os filmes superficiais, os contornos de grão e de subgrão e as partículas
de segunda fase, sendo a interação entre estas discordâncias a principal variável na aparição do
encruamento (GONÇALVES, 2003).
Na curva tensão x deformação produzida nos ensaios de tração é possível
identificar o momento em que o material ultrapassa o valor limite de escoamento. A partir deste
ponto o material sofre deformações permanentes (deformação plástica), sendo necessário uma
maior tensão para produzir mais deformação plástica, devido ao encruamento do material
(DIETER, 1981).
2.2.4.1 Coeficiente de encruamento (n)
O coeficiente de encruamento (n) é o coeficiente que determina a capacidade de
encruamento do material, isto é, a capacidade de distribuição uniforme das deformações por
toda a peça (BRESCIANI FILHO; et al., 1997). É esperado valores elevados de n para
conformação de chapas (exemplificado na figura 7), onde o mesmo enrijece rapidamente e
transmite os esforços para as partes próximas, permitindo uma deformação mais uniforme por
um período maior e retardando a aparição de deformações localizadas (OLIVEIRA, 2010).
Os aços baixo-carbono utilizados em processos de estampagem possuem valores
característicos de n que variam entre 0,16 e 0,26 (FERREIRA FILHO; et al., 2003).
31
Figura 7 – Representação da curva tensão x deformação verdadeira em um ensaio de tração de
um material metálico
Fonte: Keeler (1968)
O valor de ‘n’ está associado à deformação atingida no ponto de carga máxima,
isto é, no início da estricção, o que indica que quanto mais elevado o valor de ‘n’ mais elevada
é a deformação uniforme (o quanto mais o material pode deformar), sem atingir a fratura. Para
um material com baixo valor de ‘n’, quando sujeitado a um processo de estiramento, alcança o
alongamento uniforme rapidamente (OLIVEIRA, 2010), o que diminui com a redução do
tamanho de grão, a concentração de solutos substitucionais e o aumento da fração volumátrica
de fases constituintes (LESLIE, 1982).
Os contornos do grão e os defeitos intersticiais são os responsáveis pelo bloqueio
dos movimentos de discordâncias interplanares (formam uma barreira para estas discordâncias),
servindo como uma fase de fortalecimento diante esforços de tração, apesar de ser o local
preferencial para fissuras por fadiga (ZHANG; et al., 2012).
A deformação de materiais cúbicos de corpo centrado (CCC) normalmente
demandam movimentos de discordância internos do cristal em formato helicoidal (discordância
em hélice) de menor intensidade se comparados aos movimentos de discordância (cunha), onde
a resposta mecânica possui assimetria de compressão de tensão de acordo com a orientação
cristalográfica (KIM; JANG; GREER, 2011).
A anisotropia planar modifica o comportamento das curvas tensão-deformação
32
conforme a direção em que se realiza o experimento. Os ensaios devem ser feitos em três
direções distintas para se obter o valor médio. De forma análoga, para determinar ‘n’, prepara-
se corpos de prova à 0º, 45º e 90º em relação a direção de laminação e obtém-se o valor médio
do coeficiente de encruamento �̅� através da equação 1.
�̅� = 14⁄ (𝑛0 + 2𝑛45 + 𝑛90) (1)
Uma forma simples e prática de analisar o comportamento intrínseco do material
é a interpretação da curva tensão x deformação através da equação de Hollomon (equação 2)
(MOVAHED, et al., 2009), equação que descreve um ou mais estágios de encruamento e forma
um gráfico logarítmico onde o traço é hiperbólico ou linear (OLIVEIRA, 2010).
𝜎 = 𝐾. 𝜀𝑛 (2)
Onde:
𝜎 = Tensão;
K = Coeficiente de resistência;
𝜀 = Deformação;
n = Coeficiente de encruamento.
No caso de a linha ser curva é preciso calcular um valor de ‘n’ para cada valor
de deformação de interesse (OTOMAR, 2010). A partir da equação de Hollomon, n é
determinado como o expoente da relação tensão x deformação. O coeficiente de encruamento
(n) determina o acréscimo de tensão para cada acréscimo de deformação. Quanto mais elevado
o valor de n, mais rígido e mais resistente à estricção será o material (KEELER, 1968).
2.2.5 Coeficiente de anisotropia (r de Lankford)
A orientação preferencial dos planos e direções cristalinas dos materiais podem
influenciar em suas propriedades mecânicas quando submetidos à processos mecânicos como
o processo de estampagem a frio. Essa influência, conhecida como anisotropia, pode ser
avaliada pelo índice de anisotropia r (r de Lankford) (OTOMAR, 2010, apud, KEELER, 1968).
33
Normalmente os grãos adquirem uma certa tendência de direção, alinhadas com a direção da
primeira conformação, o que admite uma deformação mais fácil em algumas direções do que
em outras (KEELER, 1968).
Para os materiais policristalinos, os grãos possuem a tendência de se direcionar,
em movimentos rotatórios, para alguma orientação preferencial. Este sistema induz os planos
atômicos e as orientações cristalográficas aleatórias (materiais isotrópicos) a adquirir uma
textura, ou seja, uma orientação preferencial ou anisotropia (ALMEIDA, 1987).
Em um material considerado isotrópico as propriedades mecânicas não sofrem
alteração quando avaliadas em diferentes direções. Em um material anisotrópico (anisotropia
plástica) as propriedades mecânicas sofrem alteração de acordo com a orientação preferencial,
onde a curva tensão-deformação e propriedades como tensão de escoamento, taxa de
encruamento e limite de resistência à tração são afetadas por esta orientação cristalográfica
(KEELER, 1968).
O grau de anisotropia é fortemente relacionado à estrutura cristalina da liga.
Individualmente, para cada metal e composição, a anisotropia plástica é um resultado de toda
sua história de processamento. Particularmente para os aços são a temperatura de bobinamento,
ciclo de recozimento e redução no encruamento, temperatura de acabamento, temperatura de
reaquecimento de placa e percentual de redução a frio (OLIVEIRA, 2010).
Quando a matéria-prima é submetida a um processo de conformação, no caso o
processo de laminação, os grãos sofrem deformações longitudinais em relação ao sentido da
conformação, consequentemente, alterando a orientação cristalográfica preferencial dos grãos
e aumentando a ductilidade ao longo da direção de laminação, evento característico dos aços
ferríticos (SERRANO; HERNÁNDEZ-MAYORAL; GARCÍA-JUNCEDA, 2011). O
alongamento dos grãos é o resultado do processo de escorregamento cristalino durante a
deformação, conforme ilustrado na figura 8 (ALMEIDA, 1987).
Figura 8 – Direção cristalina do material durante a laminação
Fonte: Almeida (1987)
34
A anisotropia em chapas metálicas decorre de três fatores: linhas de segregação
(fibramento mecânica), tensões internas e textura cristalográfica (GONÇALVES; KLEIN,
1971), eventualmente do tipo planar, quando a anisotropia ocorre no plano da chapa, ou normal,
quando ocorre na direção da espessura da chapa (OLIVEIRA, 2010).
Alguns autores acreditam que a energia de ligação dos átomos da superfície
possui relação com a orientação cristalográfica do plano. Os planos fechados possuem uma
maior coordenação atômica e uma maior energia de ligação, tanto que em alguns casos
adquirem uma maior resistência à corrosão (LIU; et al., 2007). A resistência ao estiramento está
relacionada à várias propriedades mecânicas do material como endurecimento por deformação,
alongamento e anisotropia (LEE; LEE; COOMAN, 2012).
A anisotropia do material é estimada pelo Coeficiente de Lankford (r), que
consiste na razão entre a deformação no sentido da largura (εω) e a deformação no sentido da
espessura (εt) de um corpo de prova, em um ensaio de tração convencional a uma deformação
da ordem de 15 a 20% na direção longitudinal do corpo de prova, como mostra a equação 3
(OLIVEIRA, 2010).
r = 𝜀𝜔/ 𝜀𝑡 (3)
Os valores de 𝜀𝜔 (largura) e 𝜀𝑡 (espessura) são deformações reais.
Acreditando-se que o volume se mantém durante a deformação plástica é
possível calcular o valor de r através da equação 4 (FERREIRA FILHO; et al, 2003)
(CERCEAU, 2004):
r = ln(li / lf) / ln(cf lf / ci li) (4)
Onde:
- li = Largura inicial;
- lf = Largura final;
- ci = Espessura inicial;
- cf = Espessura final.
Inicialmente, em um ensaio de tração, o encruamento equilibra a redução da área
35
da seção reta transversal e a tensão do ensaio continua a aumentar com o aumento da
deformação (DIETER, 1981).
Para estimar a anisotropia de um aço é necessário executar ensaios de tração
uniaxial em corpos de prova obtidos com direções de 0º, 45º e 90º em relação à direção de
laminação. Tais testes também são úteis para avaliar as propriedades mecânicas básicas e os
parâmetros materiais do critério de rendimento com auxílio de um equipamento extensômetro
(NETO; et al., 2014).
Para Almeida (1987) é possível determinar o tipo de isotropia ou anisotropia do
material através do coeficiente de Lankford (r), adotando as seguintes regras:
1 - 𝑟0 = 𝑟45 = 𝑟90 = 1 : isotropia total
2 - 𝑟0 = 𝑟45 = 𝑟90 ≠ 1 : isotropia planar e anisotropia normal pura
3 - 𝑟0 ≠ 𝑟45 ≠ 𝑟90 ≠ 1 : anisotropia planar e normal
A anisotropia planar e normal (caso 3) é a condição mais comum. Para estimar
a anisotropia normal (𝑟𝑚) é preciso calcular a média das três direções, conforme equação 5
(FERREIRA FILHO; et al, 2003).
𝑟𝑚 = 14⁄ (𝑟0 + 2𝑟45 + 𝑟90) (5)
Se o valor de 𝑟𝑚 for maior do que uma unidade indica que após o estiramento o
corpo de prova aumenta consideravelmente sua resistência transversal, enquanto a espessura é
pouco afetada, indicando que o material possui grande resistência ao afinamento, o que mostra
sua resistência a esforços biaxiais de tração, consequentemente, exige menor esforço na
estampagem profunda (ALMEIDA, 1987).
Experimentalmente, a anisotropia planar pode ser descrita pela equação 6.
∆𝑟= 12⁄ (𝑟0 − 2𝑟45 + 𝑟90) (6)
O coeficiente de anisotropia planar (∆𝑟) indica a variação das propriedades
mecânicas do material conforme se altera a direção em que se executa o ensaio (ALMEIDA,
36
1987), como mostra a figura 9.
Figura 9 – Método de amostragem para ensaio de anisotropia
Fonte: Almeida (1987)
A capacidade de conformação dos materiais pode ser avaliada a partir de seus
valores de r. Baixos valores de r indicam uma baixa conformabilidade. Em contrapartida, altos
valores de r indicam alta conformabilidade, desde que ∆𝑟 = 0 (KEELER, 1968). Valores de ∆𝑟
positivos indicam que os valores de r45 são menores do que r0 e r90, indicando um possível
orelhamento à 45° da direção de laminação, causado pela intensidade do componente
(001)<110> (SARDINHA, 2012, apud, JONAS, 1994), quando submetido a um processo de
embutimento. Valores de ∆𝑟 negativos indicam que os valores de r45 são maiores do que r0 e
r90, indicando um possível orelhamento à 0° e 90° da direção de laminação quando submetido
a um processo de embutimento (BRANCO, 2007).
Tanto os aços DP como os aços TRIP são vulneráveis à formação de estiramento
porque o Coeficiente de Lankford (r) dos aços de alta resistência geralmente são inferiores a
1,0. Outros tipos, como o aço IF, atingem um valor ‘r’ de 2,0 (LEE; LEE; COOMAN, 2012).
Em geral, a anisotropia desenvolve-se mais fortemente em metais com estrutura
hexagonal do que em metais com estrutura CCC ou CFC. A quantidade e o tipo de elementos
de liga também influenciam a natureza da anisotropia. Quando o material apresenta uma alta
anisotropia normal, geralmente, também apresenta uma alta anisotropia planar. Muitos
37
produtores de aço estão trabalhando essa dificuldade, em busca de obter-se uma chapa de metal
com alto valor de 𝑟𝑚 e com um valor zero de ∆𝑟(OLIVEIRA, 2010).
A identificação dos parâmetros de um material não deve se resumir somente a
testes de tração uniaxial simples devido ao elevado número de parâmetros anisotrópicos
envolvidos, sendo então insuficiente (NETO; et al., 2014).
A anisotropia do material em processos de estampagem profunda deve ser levada
em consideração devido distribuição de deformações em várias direções e, consequentemente,
a conformação da chapa que resulta no produto esperado (NETO; et al., 2014).
2.2.6 Textura
Em livros técnicos e científicos a estrutura cúbica cristalina dos metais é
representada por átomos dispostos nas arestas e faces de um cubo, como apresentado na figura
10. Nota-se que o espaçamento atômico é desigual em todas as direções entre os átomos da
célula unitária (REED-HILL, 1972). O empilhamento destas células forma um cristal (grão)
que possui uma orientação espacial individual em uma determinada direção (OTOMAR, 2010).
Figura 10 – Representação esquemática de uma célula unitária CCC e CFC
Fonte: Callister Jr. (2002).
A definição de textura para materiais cristalinos é o alinhamento preferencial dos
eixos cristalográficos (HAUGEN; et al., 2014). Os materiais policristalinos são formados por
grãos ou cristalitos, os quais permanecem separados uns dos outros por fronteiras denominadas
contornos de grão (OLIVEIRA, 2010). Uma combinação favorável de orientações
38
cristalográficas (textura) pode contribuir no melhor desempenho do material quanto à sua
resistência (ZHANG; et al., 2012). Vale ressaltar que a cristalografia não se refere ao formato
dos grãos, mas a forma como a rede cristalina dos mesmos está organizada no espaço
(OLIVEIRA, 2010).
Em processos de conformação é desejável que a textura seja conveniente para
evitar problemas comuns localizados em conformação de metais, como estricções que causam
heterogeneidade intensa na espessura durante a conformação, provocando a redução da
resistência do produto final e defeitos durante o processo de estampagem (OTOMAR, 2010).
A microestrutura e a textura são fortemente influenciadas pelas condições de
processamento da laminação a quente e a frio, bem como durante o subsequente tratamento de
recozimento (GOMES; et al., 2009). Como já foi citado anteriormente, no processo de
laminação, os grãos sofrem deformações longitudinais em relação ao sentido da conformação,
alterando a orientação cristalográfica preferencial dos grãos (SERRANO; HERNÁNDEZ-
MAYORAL; GARCÍA-JUNCEDA, 2011), onde estes são submetidos a deformação plástica,
geralmente ordenadas por deslizamentos e/ou deformações microestruturais.
A orientação cristalográfica exerce influência sobre o comportamento do
material durante sua deformação plástica, onde o esforço de cisalhamento de cada grão é
basicamente determinado pela sua orientação particular (ZHANG; et al., 2012).
Processos industriais como a laminação impulsionam uma orientação
preferencial dos grãos, porém, para aplicações onde o metal passará por deformação mecânica,
uma textura final muito acentuada poderá prejudicar tais processos de fabricação, dificultando
a conformabilidade do metal e aumentando as perdas de processo (OTOMAR, 2010).
As técnicas de difração de raios x são métodos que se mostram eficazes em
fornecer respostas às questões complexas sobre a caracterização de estruturas locais,
combinação de deslizamentos e deformações e eventos relacionados (CHUN; et al., 2005).
A literatura mostra que a dureza, o módulo de elasticidade e a resistência ao
desgaste são determinados em função da orientação cristalográfica das fases constituintes
(ROA; et al., 2015).
A análise de difração de raios x é o método mais utilizado para avaliar a textura
de um material, realizando a medição da frequência de orientação dos grãos e a fração
volumétrica do material, representada através da Função de Distribuição de Orientação
Cristalina (FDOC), apontada pelas coordenadas de Euler (OTOMAR, 2010).
39
2.2.6.1 Difração de raios x
A difração de raios x é uma técnica especial que utiliza ondas eletromagnéticas
com comprimento de onda entre 0,05nm e 0,25nm (0,5Å e 2,5Å) (SMITH, 1998), através da
qual se estima as frações volumétricas de áreas associadas a uma certa orientação cristalina,
com base na intensidade difratada (OLIVEIRA, 2010).
Os comprimentos de onda, emitidos por um tubo de raios x a vácuo, são
semelhantes as distâncias entre os planos atômicos que quando se chocam com os sólidos
cristalinos encontram uma série de obstáculos capazes de dispersar a onda e produzem picos
reforçados de radiação de intensidades variadas (CALLISTER JR., 2002).
O conjunto de planos cristalográficos atuam como espelhos que, quando
atingidos pelo feixe incidente de raios, de comprimento de onda λ, refletem os mesmos em
direções diversas, de acordo com a sua orientação (CALLISTER JR., 2002), como mostra a
figura 11.
Figura 11 – Representação da difração de raios x sobre planos atômicos
Fonte: Callister Jr. (2002)
Na figura 11 as linhas horizontais representam um conjunto de planos
cristalográficos paralelos, de índices de Miller (h k l). Se as ondas refletidas por estes planos
(feixe incidente 1 e 2) estiverem em fase ocorre um reforço do feixe ou a chamada interferência
construtiva (SMITH, 1998). Para que estas ondas estejam em fase a distância adicional
percorrida pelo feixe 2 deve ser igual a um número inteiro de comprimento de onda, portanto
(equação 7) (CALLISTER JR., 2002):
40
nλ = 𝑆𝑄̅̅̅̅ + 𝑄𝑇̅̅ ̅̅ (7)
Onde:
- n = número inteiro;
- λ = comprimento de onda;
- 𝑆𝑄̅̅̅̅ = segmento de reta (distância angular entre planos);
- 𝑄𝑇̅̅ ̅̅ = segmento de reta (distância angular entre planos).
Nesta ilustração (equação 7) os segmentos de reta 𝑆𝑄̅̅̅̅ e 𝑄𝑇̅̅ ̅̅ representam as
distâncias interplanares definidas pela expressão [𝑑ℎ𝑘𝑙 . 𝑠𝑒𝑛𝜃], onde [𝑑ℎ𝑘𝑙] é a distância
interplanar dos planos de índices (hkl) (VAN VLACK, 1984). Assumindo que 𝑆𝑄̅̅̅̅ e 𝑄𝑇̅̅ ̅̅ são
idênticos é possível descrever este fenômeno através da equação 8, conhecida como a Lei de
Bragg (relação entre a posição angular do feixe difratado reforçados, com relação ao
comprimento de onda do feixe de raios x incidente e a distância interplanar 𝑑ℎ𝑘𝑙 do plano
cristalográfico) (CALLISTER JR., 2002).
nλ = 2 𝑑ℎ𝑘𝑙. 𝑠𝑒𝑛𝜃 (8)
Esta é a condição necessária para que a interferência seja considerada
construtiva, ou seja, para que seja produzido um pico de difração de radiação intensa (SMITH,
1998).
A Função de Distribuição de Orientação Cristalina (FDOC) determina o número
de vezes que ocorrem determinadas orientações {hkl} - plano cristalino paralelo ao plano da
chapa - e <uvw> - direção pertencente ao plano {hkl}, paralela à direção de laminação (DL) -
em um trecho do material. Tais orientações são definidas por três ângulos de Euler (REED-
HILL, 1982), os quais estabelecem três rotações sucessivas que, aplicadas aos eixos [100],
[010] e [001] da célula cristalina do cristal, tornam os mesmos coincidentes com os eixos DL
(direção de laminação), DT (direção transversal) e DN (direção normal) (OLIVEIRA, 2010).
Conforme sugerido por Bunge, o conjunto de sinais que representam os ângulos de Euler são
φ1, e φ2 (VIANA; PAULA, 2003), como mostra a figura 12.
41
Figura 12 – Ângulos de Euler (φ1, e φ2) conforme notação de Bunge
Fonte: Reed-Hill (1982)
No ensaio de difração de raios x existe uma dificuldade para diferenciar os picos
resultantes da ferrita e da martensita devido a semelhança entre suas estruturas cristalinas e
parâmetros de rede (WOO; et al., 2012).
Os processamentos e tratamentos de um material definem a sua microestrutura.
Logo, existe uma imagem padrão do material, ou seja, a figura de pólos desenvolvida representa
a disposição dos planos de reflexão em relação ao plano medido (em chapas laminadas, por
exemplo, o sistema de referência é a direção de laminação), assim como da simetria nos
quadrantes da representação gráfica. A figura 13 traz um exemplo de figura de pólos de uma
chapa de aço baixo carbono com 2% de silício, recozida a 760º C e, posteriormente, laminada
a frio com redução de 8,6% (LÖW, 2006, apud, LIMA, 2005).
42
Figura 13 – Figura de pólos (110) de uma chapa de aço baixo carbono com 2% de silício,
recozida a 760o C e, posteriormente, laminada a frio com redução de 8,6%
Fonte: (LÖW, 2006, apud, LIMA, 2005)
43
3 MATERIAIS E MÉTODOS
3.1 MATERIAIS
Foram utilizadas duas corridas de chapa distintas de aços DP, ambas compostas
por uma estrutura primária ferrítica e uma estrutura secundária, predominantemente
martensítica, produzidas por duas usinas siderúrgicas distintas, ambas com espessura de 2,0mm,
onde uma apresenta problemas de trinca durante o processo de estampagem a frio e a outra não
apresenta problemas. Conforme especificações dos fabricantes os dois materiais possuem
composição química e propriedades mecânicas semelhantes.
3.2 MÉTODOS
3.2.1 Preparação das amostras
Os materiais (chapas) estudados foram retirados de bobinas de aço (forma de
comercialização de chapas) onde cada bobina possui entre 10T e 15T de peso. O material foi
retirado diretamente da linha de produção, em forma de blank, por ser a opção mais viável. Foi
observado a região de surgimento das trincas (cerca de 1/4 da largura total da bobina, dos dois
lados) para retirada dos corpos de prova. O material coletado foi fracionado em corpos de prova,
com dimensões específicas para cada tipo de ensaio, como será apresentado nos próximos
capítulos. Cada parte fracionada foi identificada com a direção de corte para posterior
identificação da direção de laminação.
Os corpos de prova para ensaio foram fracionados com o auxílio de uma
guilhotina mecânica, marca Newton, com capacidade de corte de 2000mm de extensão e
capacidade máxima de corte de 2,5mm de espessura, como mostra a figura 14.
44
Figura 14 – Guilhotina mecânica para corte de chapas
Fonte: Autor (2018)
Após fracionadas as amostras para análise metalográfica foram mergulhadas em
uma solução de ácido sulfúrico a 3% em volume – H2SO4 (70% H2O) sob agitação leve, por 5
minutos, em seguida mergulhadas em água, sob agitação, para retirada da solução sulfurosa,
logo após mergulhadas em álcool isopropílico (96% P.A.) para neutralizar a ação da solução
sulfurosa residual e por último drenadas por um secador de ar quente. Esse processo de
decapagem foi necessário para retirada da camada superficial de zinco (galvanização) com o
intuito de melhorar o processo de preparação dos ensaios metalográficos (lixamento, polimento
e ataque químico) garantindo que a camada superficial de zinco não venha a interferir nos
resultados.
Após a retirada da camada superficial de zinco (Zn) os corpos de prova para
microscopia óptica e ensaios de dureza foram embutidos em resina sintética com uma prensa
com aquecimento (embutidora), marca Panambra e modelo Tempo Press 2, como mostra a
figura 15. As amostras foram posicionadas na posição desejada, cobertas por uma resina
sintética em pó e aquecidas por 8 minutos até o ponto de fusão da resina, sob uma pressão entre
20kN e 30kN e resfriadas com água corrente pelo sistema de arrefecimento do equipamento.
45
Figura 15 – Prensa com aquecimento (embutidora de resina sintética)
Fonte: Autor (2018)
As amostras embutidas em resina sintética possuem dimensões de 20mm x
20mm para um melhor aproveitamento da área de embutimento disponível (cilindro de 30mm
de diâmetro). As amostras foram preparadas nas direções DL, DT e DN, como mostra a figura
16.
Figura 16 – Ilustração dos corpos de prova embutidos e suas direções
Fonte: Autor (2018)
Após o embutimento as amostras passaram pelo processo de lixamento e
polimento com uma politriz, marca Panambra e modelo DP-10, com rotação de 300 e/ou
600rpm, como mostra a figura 17.
46
Figura 17 – Lixadeira/Politriz para acabamento dos corpos de prova embutidos
Fonte: Autor (2018)
As amostras foram submetidas à lixamento manual com discos de lixa de
granulação 100, 320, 400, 600 e 1200, subsequentemente. Entre cada troca dos discos de lixa
foi obedecido a mudança de direção do corpo de prova para uma melhor qualidade de superfície
para análise. É recomendável que a cada troca de lixa o corpo de prova seja rotacionado 90° em
relação à direção de lixamento anterior, como mostra a figura 18.
Figura 18 – Direções de lixamento dos corpos de prova embutidos
Fonte: Autor (2018)
Após o processo de lixamento as amostras foram polidas com disco de polimento
e alumina (Al2O3) com granulação de 0,3µm e álcool etílico para lubrificação, com movimentos
circulares contínuos próximos à periferia do disco, no sentido anti-horário (contrário ao sentido
de giro do disco de polimento), para evitar micro figuras em forma de cometa na microscopia
óptica.
47
Após o polimento as amostras foram submetidas à um ataque químico superficial
com Nital 2% (1ml ácido nítrico HNO3 + 49ml álcool isopropílico 96% P.A.) à temperatura
ambiente por 30 segundos, logo após mergulhadas em álcool isopropílico (96% P.A.) para
neutralização do ataque químico, drenadas por um secador de ar quente e higienizadas com
algodão seco, para serem analisadas em um microscópio óptico.
3.2.2 Microscopia óptica (M.O.)
A análise de microscopia óptica foi realizada em um microscópio óptico de luz
transmitida, marca Zeiss, modelo Axio M2m, como mostra a figura 19, com software
AxioVision SE64. Foi escolhido uma lente objetiva com ampliação de 1000x (escala 10μm)
para captura das imagens apresentadas no capítulo 4. Foram realizadas a contagem das fases
através do recurso de contagem de fases via software.
Figura 19 – Microscópio óptico com câmera para captura de imagens
Fonte: Autor (2018)
As amostras foram analisadas em toda a sua extensão na busca de defeitos e
situações incomuns. As imagens mostradas no capítulo 4 foram escolhidas por melhor
representar a microestrutura do material.
48
3.2.3 Ensaio de dureza
As amostras para os ensaios de dureza foram preparadas no mesmo modelo
apresentado no capítulo 3.2.1 - Preparação das amostras.
Os ensaios de dureza foram realizados com um durômetro de bancada, marca
Wolpert e modelo HT-1A, como mostra a figura 20, com um penetrador esférico de 1/16”,
ajustado com uma carga de 100kgf. A escala de medição aplicada foi a escala de dureza
Rockwell B (HRB). Os dados obtidos foram registrados e serão apresentados no capítulo 4.
Figura 20 – Durômetro de bancada com capacidade de medição nas escalas HRB e HRC
Fonte: Autor (2018)
Com o objetivo de comparar os resultados entre duas escalas de medida de
dureza e equivaler os resultados com a literatura também foram realizados ensaios de dureza
HV 0,2. Os ensaios de dureza HV 0,2 foram realizados por um durômetro de bancada, marca
Shimadzu e modelo HMV-G20-ST, com um penetrador de diamante em forma de pirâmide de
base quadrada e ângulo entre faces de 136°, ajustado com uma carga de 1,961N.
As amostras foram submetidas ao ensaio de dureza em 5 pontos, 4 pontos
49
próximos as extremidades e um ponto no centro, como mostra a figura 21. Foi obedecido uma
distância maior que 2,5d (2,5 vezes o diâmetro do penetrador) da borda dos corpos de prova
para evitar regiões de encruamento durante o processo de corte.
Figura 21 – Corpo de prova preparados para ensaio de dureza
Fonte: Autor (2018)
Em cada ponto de medição da dureza os corpos de prova foram devidamente
posicionados na base do durômetro e, após efetuada a pré-carga necessária, a carga de medição
foi aplicada. Em todos os pontos foi aguardado 5 segundos após a estabilização do medidor do
equipamento para retirada da carga e verificação do valor.
3.2.4 Ensaio de tração
Os ensaios de tração foram realizados em uma máquina de tração, marca ZWICK
/ ROELL, modelo Z100, como mostra a figura 22. Esta máquina, equipada com um
extensômetro óptico, é operada através do software ZWICK, tal qual emite os resultados dos
ensaios na forma de dados e na forma de gráficos tensão (σ) x deformação (alongamento
percentual). O método de ensaio de tração aplicado está de acordo com as orientações descritas
na NBR 6892. Os dados obtidos foram registrados e serão apresentados no capítulo 4.
50
Figura 22 – Máquina de ensaio de tração com extensômetro óptico
Fonte: Autor (2018)
Os corpos de prova para o ensaio de tração foram pré-confeccionados com uma
guilhotina mecânica, marca Newton, com capacidade de corte de 2000mm de extensão e 2,5mm
de espessura do material, como mostra a figura 14. As peças confeccionadas possuem
dimensões de 30x250mm nos ângulos de 0º, 45º e 90º em relação a direção de laminação (DL)
da matéria prima, como mostra a figura 23. Foram produzidas 3 amostras de cada ângulo.
51
Figura 23 – Direção dos corpos de prova, para ensaio de tração, em relação a direção de
laminação
Fonte: Autor (2018)
Após o fracionamento da matéria prima as amostras foram enviadas para uma
fresadora CNC de 3 eixos, Marca Zayer e modelo KF 3000 (figura 24), para finalização das
dimensões do corpo de prova, conforme figura 25.
Figura 24 – Fresadora CNC de três eixos
Fonte: Autor (2018)
Todas as amostras passaram por um processo de lixamento manual (granulação
320) na seção reta reduzida após a usinagem com o objetivo de eliminar rebarbas e
microfissuras geradas no processo de usinagem e que podem interferir nos resultados dos
ensaios de tração.
Os corpos de prova são provenientes de chapas de aço laminadas, portanto, sua
52
seção reta é retangular. Durante o ensaio a deformação fica limitada à região central, mais
estreita, que possui uma seção reta uniforme ao longo do seu comprimento (CALLISTER JR.,
2002). É importante garantir o paralelismo da seção reta reduzida e às dimensões fornecidas na
figura 25, pois tais dimensões serão utilizadas durante e após o ensaio, como a área da seção
reduzida (largura x espessura da chapa) e o comprimento útil utilizado para cálculos de
ductilidade.
Figura 25 – Croqui dos corpos de prova para ensaio de tração
Fonte: Autor (2018)
Em todos os corpos de prova foram fixadas marcas de medição (selos) que
servem de orientação para medição do alongamento do material pelo extensômetro óptico. A
taxa de deformação (velocidade de deslocamento das garras da máquina) utilizada nos ensaios
foi de 5mm.min-1 (aproximadamente 0,08mm.s-1). Todos os corpos de prova foram tensionados
até o limite de ruptura.
O coeficiente de encruamento (n), o índice de anisotropia normal (rm) e o índice
de anisotropia planar (Δr) foram determinados através de cálculos, a partir dos dados obtidos
nos gráficos tensão (σ) x deformação (ε) e nos corpos de prova ensaiados.
Nos ensaios de tração é obtido a curva tensão (σ) x deformação (ε) em escala
logarítmica e n é estimado a partir da região da deformação plástica através da Equação de
Hollomon (equação 2).
O coeficiente de anisotropia plástica (r) é calculado a partir da deformação real
da largura pela deformação real no comprimento do corpo de prova, através da equação 4.
Um parâmetro importante para determinar a estampabilidade do material é a
anisotropia normal (rm) que indica a resistência ao afinamento da espessura da chapa após o
estiramento, obtida através da equação 5.
53
Finalmente, o coeficiente de anisotropia planar (∆r) indica a direção de possível
orelhamento quando a chapa é submetida a um processo de embutimento. O cálculo é realizado
através da equação 6. Semelhante ao cálculo de anisotropia normal a anisotropia planar também
faz uso dos subíndices r0, r45 e r90 obtidos através dos cálculos realizados com a equação 6.
3.2.5 Difração de raios x
Como o objetivo deste ensaio de difração de raios x é analisar a textura do
material (orientação preferencial dos grãos) as amostras foram somente decapadas, conforme
apresentado no capítulo 3.2.1 - Preparação das amostras, para retirada do revestimento de zinco
(Zn) e os grãos aparentes foram preservados.
A análise de direção dos planos dos átomos foi executada com um difratômetro
de raios x, marca Rigaku e modelo RINT 2000, equipado com um com um goniômetro de
textura horizontal, como mostra a figura 26. As FDOC e as figuras de pólo da fase ferrítica
foram determinadas por uma radiação MoKα (λ=0,7093 Å). Este equipamento utilizado está
instalado no Laboratório de Difração de Raios x, no Centro de Ciência e Tecnologia dos
Materiais (CCTM) do Instituto de Pesquisas Energéticas e Nucleares (IPEN) de São Paulo.
Figura 26 – Goniômetro de textura horizontal para análise de direção dos planos dos átomos
Fonte: Autor (2018)
As análises foram realizadas na superfície da chapa laminada (DN).
54
3.2.6 Espectrometria
A análise da composição química do material foi realizada com um
espectrômetro de fluorescência, marca Oxford e modelo X-Supreme 8000, como mostra a
figura 27.
Figura 27 – Espectrômetro de fluorescência para análise da composição química dos materiais
Fonte: Autor (2018)
Este equipamento funciona pela técnica analítica de Fluorescência de Raios x de
Energia Dispersiva (EDXRF), uma análise não destrutiva, qualitativa e quantitativa de
múltiplos elementos químicos simultâneos.
Um corpo de prova de 20mm x 20mm de cada tipo de material (‘material A’ e
‘material B’) foram decapadas, conforme descrito anteriormente no capítulo 3.2.1 - Preparação
das amostras, para eliminar o revestimento de Zn e evitar interferências na leitura dos
componentes feita pelo feixe de raios x (matriz exposta).
As amostras foram submetidas a uma varredura até que todos os elementos
químicos presentes nas mesmas fossem detectados.
55
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES
Neste capítulo serão apresentados as análises realizadas e os resultados obtidos,
onde os mesmos serão discutidos.
4.1 COMPOSIÇÃO QUÍMICA
Os dois materiais estudados possuem composições químicas semelhantes, tanto
em elementos como em quantidades, salvo o componente alumínio (Al) que apresentou uma
divergência considerável, como apresentado na tabela 1.
Tabela 1 – Resultados de composição química dos materiais estudados
Elemento
(Wt %) C* Al Si S Cr+Mo Mn Co Pb
‘A’ 0,144 1,320 0,184 0,051 0,351 1,746 0,289 0,023
‘B’ 0,131 0,742 0,158 0,023 0,235 1,740 0,694 0,039
* valores retirados dos certificados de matéria-prima fornecidos pelas siderúrgicas
Fonte: Autor (2018)
Para Ferreira Filho (et al., 2003; et al., 2008) as variáveis que possuem maior
influência sobre os comportamentos mecânicos do material são o grau de redução a frio e a
composição química, onde os elementos de liga mais influentes na estampabilidade de aços
baixo carbono são o carbono, manganês, alumínio, titânio e nióbio.
Uma das funções do alumínio presente em uma liga de aço carbono para
estampagem é retardar a recristalização e provocar o surgimento de grãos alongados na direção
de laminação (DL), com a textura {111} almejada e contribuir para o surgimento de grãos finos
após o recozimento (FERREIRA FILHO; et al., 2003). A recristalização pode ser entendida
como a discordância de contornos de grão de alto ângulo que “percorrem a microestrutura” e
absorvem os defeitos cristalinos (FERREIRA FILHO; et al., 2003).
Um aço DP com a composição química [C-0,12; Al-0,13; Si-0,58; S-0,014; Mn-
1,59; P-0,021; V-0,11] foi estudado por Das & Chattopadhyay (2009), onde eles julgaram que,
a partir da porcentagem em peso encontrada na liga, a mesma é classifica como uma liga de
baixo-carbono.
56
4.2 ENSAIOS DE DUREZA
A dureza dos aços DP, um dos principais parâmetros de controle das
propriedades mecânicas deste tipo de material, são provenientes do teor de carbono da fase
martensítica (MOVAHED; et al, 2009) e quanto maior a fração de volume de martensita maior
será sua dureza (GHANEI; KASHEFI; MAZINANI, 2013). Na tabela 2 são apresentados os
resultados e as médias aritméticas (�̅�) dos ensaios de dureza nos corpos de prova, conforme
figura 21, apresentada no capítulo 3.2.3 - Ensaio de dureza. A escolha da utilização da escala
HRB (penetrador esférico 1/16”) foi devido o material, apesar de possuir um rígido tratamento
térmico para formação da sua estrutura, possuir uma matriz ferrítica considerada macia e não
apresentar valores elevados de dureza que justificaria outras escalas de medição como a escala
HRC (penetrador cônico 120° de diamante industrial) e pela escala HRB ser considerada mais
precisa devido possuir uma escala mais abrangente para materiais macios e mais utilizada no
meio industrial. A utilização da escala HV 0,2 foi devido larga aplicação em outros tipos de
estudos na literatura e para realização de comparação de dados entre as escalas.
Tabela 2 – Resultados dos ensaios de dureza HRB e HV 0,2
HRB HV 0,2
Amostra 1 2 3 4 5 �̅� 1 2 3 4 5 �̅�
‘A’ 98 98 97 98 98 97,8±0,5 235 233 239 237 235 235,8±3
‘B’ 96 96 96 97 96 96,2±0,5 233 229 227 230 228 229,4±3
Fonte: Autor (2018)
De acordo com os dados apresentados na tabela 2 conclui-se que os dois
materiais possuem durezas muito semelhante, ressaltando que o ‘material A’ apresenta valores
ligeiramente superiores ao ‘material B’ (6,4 HV 0,2, em média). A título de comparação, no
material estudado por Das & Chattopadhyay (2009), com 0,12 wt% de carbono, foi encontrado
uma dureza de 253 ± 6 HV 0,2.
Os ensaios de dureza HRB e HV 0,2 realizados foram comparados com tabelas
de conversão (anexo A) disponíveis no mercado e são compatíveis. Não foram encontrados na
literatura dados de ensaios de dureza HRB sobre aços DP. Julgou-se necessária a comparação
entre as duas escalas devido a maior área de contato do penetrador de ensaio de dureza HBR
(esfera 1/16”) representar a interação entre as fases e não só um ponto específico (ferrita ou
57
martensita).
Correlacionando os dados da tabela 2 com as afirmações de Movahed e
coautores (2009), de que a dureza do material, para uma mesma fração volumétrica, é
dependente do teor de carbono e da porcentagem de fase martensítica, é correto afirmar que os
valores de dureza ligeiramente superiores do ‘material A’ são provenientes da quantidade maior
de carbono presente na liga, como foi apresentado na tabela 1.
Analisando os valores individuais e as médias aritméticas da tabela 2 não foi
identificado altas discrepâncias entre os materiais analisados. Analisando o comportamento dos
valores e assumindo que a dureza dos aços DP é dependente da fase martensítica pode-se
afirmar que os materiais analisados possuem uma boa distribuição da fase martensítica e que o
‘material A’ possui uma fase martensítica em maior quantidade que o ‘material B’.
4.3 MICROSCOPIA ÓPTICA (M.O.)
Neste capítulo serão apresentadas as imagens e resultados obtidos nos ensaios
de microscopia óptica, conforme citado no capítulo 3.2.2 - Microscopia óptica (M.O.).
Na figura 28 são apresentadas as imagens capturadas durante a análise
microscópica dos materiais, onde a coluna da esquerda (imagens A, C e E) são correspondentes
ao ‘material A’ e na coluna da direita (imagens B, D e F) são correspondentes ao ‘material B’.
Foram analisados todos os corpos de prova descritos no capítulo 3.2.1 - Preparação das
amostras, e identificados conforme a figura 16. As imagens capturadas dos corpos de prova
analisados que possuem a mesma direção (DN, DL e DT) foram disponibilizadas na horizontal
(lado a lado) para melhor comparação e análise. Todas as imagens capturadas possuem uma
escala de 10μm no canto inferior direito, o que representa a utilização de uma lente objetiva
com ampliação de 1000x, conforme descrito no capítulo 3.2.1 - Preparação das amostras.
A figura 28 apresenta a microscopia óptica dos dois materiais analisados, onde
ambos possuem a mesma forma de identificação dos grãos martensíticos (cor mais escura) sobre
a matriz ferrítica (cor mais clara) e tamanhos de grão semelhantes. Para Ferreira Filho e
coautores (2003) o tamanho final do grão possui uma dependência maior do grau de deformação
e uma dependência menor da temperatura de recozimento, isto é, quanto maior o grau de
deformação e/ou menor a temperatura de recozimento mais favorável será para a formação de
grãos menores.
58
Figura 28 – Imagens capturadas na microscopia óptica das amostras do ‘material A’ (A, C, E)
e do ‘material B’ (B, D, F)
Fonte: Autor (2018)
A partir da figura 28 é possível concluir que os dois materiais analisados
possuem tamanhos de grão semelhantes (de 1µm a 5µm) e adequados para o processo de
estampagem a frio. Para Fallahi (2002) um aço DP que possui tamanho de grão de 4µm e 35%
59
a 40% de fibra martensítica terá ótimas propriedades de tração e impacto.
Analisando a figura 28 conclui-se que, por comparação entre os materiais, a
maior porcentagem em peso de alumínio presente no ‘material A’ não influenciou na formação
dos grãos (grãos menores).
Analisando os materiais pela perspectiva da direção normal (DN), pelas figuras
A e B, nota-se que o ‘material A’ (figura A) possui partículas de martensita com maiores
tamanhos de grão e se encontram mais próximas umas das outras em pontos isolados.
Analisando os materiais pela perspectiva da direção transversal (DT), pelas
figuras C e D, o ‘material A’ (figura C) apresenta grãos martensíticos maiores e mais próximos
em relação ao ‘material B’ (figura D), que apresenta grãos martensíticos menores e mais
dispersos. Nesta perspectiva os dois materiais apresentam grãos de ferrita e martensita em
formato de ilhas e um alongamento no sentido da direção de laminação (DL).
Analisando os materiais pela perspectiva da direção de laminação (DL) o
‘material A’ (figura E) apresenta partículas de martensita mais fibrosas e dispersas (em formato
de nevoeiro) na matriz ferrítica, enquanto o ‘material B’ (figura F) apresenta grãos de ferrita e
martensita em formato de ilhas, semelhante as imagens das outras perspectivas.
Através do método de contagem de fases foi evidenciado que o ‘material A’
possui 41,23% de fase martensítica e o ‘material B’ possui 38,55% de fase martensítica. Esta
informação está coerente com os ensaios de dureza realizados e apresentados na tabela 2,
partindo do princípio de que a fase martensítica possui maior resistência e dureza do que a fase
ferrítica (ROA; et al., 2015).
De acordo com as imagens apresentadas é perceptível que no ‘material B’
(imagens B, D e F) os grãos martensíticos possuem um espalhamento mais uniforme, com
dimensões de ilhas menores também uniformes, enquanto no ‘material A’ (imagens A, C e E)
os grãos martensíticos se apresentam menos uniformes, com ilhas maiores e conglomeradas
entre elas e em maior porcentagem, entrando em concordância com a análise realizada nos
ensaios de dureza apresentadas no capítulo 4.2 - ENSAIOS DE DUREZA.
4.4 ENSAIOS DE TRAÇÃO
Os ensaios de tração foram realizados nos corpos de prova, conforme citado no
capítulo 3.2.4 Ensaio de tração, para obtenção do limite de escoamento, do limite de resistência
à tração e do alongamento percentual dos mesmos. Os valores obtidos serão apresentados na
60
tabela 3.
Os ensaios de tração (tabela 3) foram utilizados para determinar as propriedades
mecânicas primárias de resistência dos materiais estudados (limite de resistência, limite de
escoamento e alongamento total) e estimar o grau de encruamento e o índice de anisotropia
(SCHAEFFER, 1999), onde a resistência à tração e o limite de escoamento são parâmetros de
resistência e o alongamento e a redução de área são relativos à ductilidade do material
(DIETER, 1981).
Tabela 3 – Resultados dos ensaios de tração
Direção
Laminação
(DL)
Corpo
de
Prova
‘material A’ ‘material B’
LE
(MPa)
LR
(MPa)
AL
(%)
LE
(MPa)
LR
(MPa)
AL
(%)
0°
1 427 769 39 403 741 36
2 415 768 38 401 748 36
3 421 770 38 416 748 37
45°
1 429 755 40 378 739 38
2 430 755 40 380 747 38
3 432 756 40 388 743 39
90°
1 389 802 36 392 778 37
2 434 779 37 386 776 35
3 383 801 36 383 772 35
LE: Limite de escoamento (0,2%); LR: Limite de resistência; AL: Alongamento total Fonte: Autor (2018)
De acordo com a tabela 3 o alongamento percentual, também denominado
ductilidade (CALLISTER JR., 2002), do ‘material A’ possui baixo espalhamento de valores
entre os corpos de prova da mesma direção, com menor alongamento nos corpos de prova à 90°
da direção de laminação e maior alongamento nos corpos de prova à 45° da direção de
laminação. O ‘material B’ também apresenta baixo espalhamento de valores entre os corpos de
prova da mesma direção de laminação, com um maior alongamento nos corpos de prova à 45°
da direção de laminação. A ductilidade mostra o grau de deformação plástica da estrutura antes
de fraturar e o grau de deformação permissível durante operações de fabricação (CALLISTER
JR., 2002).
As tensões limites de escoamento do ‘material A’ se apresentam estáveis entre
os corpos de prova de mesma direção de laminação e apresentam uma pequena variação dos
valores entre os corpos de prova à 90° da direção de laminação e os corpos de prova das outras
61
direções (0° e 45°). O ‘material B’ apresenta baixo espalhamento de valores entre todos os
corpos de prova ensaiados. Para Souza (1974) quanto maior a tensão de escoamento menor será
a conformabilidade do material.
Assim como nos limites de escoamento os limites de resistência à tração (LRT)
do ‘material A’ se apresentam estáveis entre os corpos de prova de mesma direção de laminação
e apresentam uma pequena variação dos valores entre os corpos de prova à 90° da direção de
laminação e os corpos de prova das outras direções (0° e 45°). O ‘material B’ apresenta baixo
espalhamento de valores entre os corpos de prova da mesma direção de laminação e das
direções diferentes. Nos dois casos (A e B) os corpos de prova à 90° da direção de laminação
se mostraram mais resistentes que os corpos de prova das outras direções (0° e 45°). O limite
de resistência à tração (LRT) é a tensão alcançada pelo material que representa o máximo de
deformações plásticas que ele pode suportar. Se essa tensão for aplicada e mantida, a
consequência será a fratura (CALLISTER JR., 2002).
De acordo com os dados obtidos o ‘material A’ apresenta grãos martensíticos
em maior quantidade e em maiores tamanhos com relação ao ‘material B’ que apresenta grãos
martensíticos em menor quantidade, em menor tamanho e mais dispersas. Correlacionando com
os dados obtidos nos ensaios de tração, apresentados na tabela 3, o ‘material A’ possui um
maior limite de escoamento, o que mostra uma menor conformabilidade (SOUZA, 1974) devido
à maior quantidade de partículas martensíticas.
Com base nas imagens capturadas nos ensaios de M.O., nos limites de
escoamento e nos limites de resistência dos ensaios de tração conclui-se que os dados se
mostram contraditórias às afirmações de Saeidi, Ashrafizadeh e Niroumand (2014) que
afirmam que a redução do tamanho de grão da fase martensítica tende a aumentar sua
ductilidade, um maior alongamento uniforme, pois gera uma maior restrição plástica nos grãos
de ferrita e força a fase martensítica a deformar plasticamente mais cedo (figura 28: B, D e F)
e congruentes à afirmação de Movahed e coautores (2009) que afirmam que quanto maior a
fração volumétrica de martensita no material maior será sua resistência à tração e menor será
sua ductilidade, pois as partículas ferríticas (macias) são responsáveis pela boa ductilidade do
material, enquanto as partículas martensíticas (duras) são responsáveis por suportar a carga
(figura 28: A, C e E).
Para Souza (1974) quanto maior a tensão de escoamento menor será a
conformabilidade do material. O limite de resistência à tração é a tensão alcançada pelo material
que representa o máximo de deformações plásticas que ele pode suportar. Se essa tensão for
62
aplicada e mantida, a consequência será a fratura (CALLISTER JR., 2002). Ductilidade é a
capacidade que o material possui de se deformar além do limite elástico sem perda significativa
de resistência (GOMES; BRITO, 1996).
Os ensaios de tração mostraram que o ‘material A’ possui valores superiores,
entre os dois materiais, nas três propriedades analisadas (LE, LRT e AL). Este material possui
valores discretamente maiores de tensão de escoamento e, consequentemente, uma menor
conformabilidade (SOUZA, 1974), isto é, uma maior rigidez, fazendo concordância com os
valores de dureza superiores registrados na tabela 2. Mesmo sendo mais rígido este material
apresenta uma ductilidade também superior.
No momento em que o material é submetido a um processo de laminação os
grãos sofrem deformações longitudinais em relação ao sentido da conformação,
consequentemente, alterando a orientação cristalográfica preferencial dos grãos e aumentando
a ductilidade ao longo da direção de laminação, evento característico dos aços ferríticos
(SERRANO; HERNÁNDEZ-MAYORAL; GARCÍA-JUNCEDA, 2011). Nestes materiais em
particular os valores dos ensaios de tração apresentados anteriormente na tabela 3 mostram que
os mesmos possuem uma maior resistência à tração quando tensionados na direção transversal
(DT) do que na direção de laminação (DL).
Koyama e coautores (2014) estudaram um aço DP de 0,4mm de espessura com
uma microestrutura formada por ferrita e martensita, com 0,147wt% de carbono, e encontraram
um limite de escoamento de 789 MPa, uma resistência a tração de 1168 MPa e um alongamento
total de 13%. Concordando com Movahed e coautores (2009) ainda são necessárias mais
investigações "sobre o comportamento de endurecimento do trabalho e as propriedades de
tração dos aços de fase dupla" para estimar suas propriedades com precisão.
Os dados das curvas tensão x deformação e os corpos de prova fraturados nos
ensaios de tração (ensaio destrutivo) foram utilizados para execução dos cálculos e obtenção
dos valores apresentados no próximo capítulo.
4.5 COEFICIENTE DE ENCRUAMENTO, R DE LANKFORD E ANISOTROPIA
PLANAR
Como citado por Almeida (1987) o tipo de anisotropia dos materiais estudados
é o tipo planar e normal (a condição mais comum), determinado pelos dados mostrados na
tabela 4, onde r0 ≠ r45 ≠ r90 ≠ 1. A anisotropia de chapas metálicas ocorre eventualmente de o
63
tipo planar, quando a anisotropia ocorre no plano da chapa, ou normal, quando ocorre na direção
da espessura da chapa (OLIVEIRA, 2010).
Neste capítulo são apresentados os resultados obtidos, através de cálculos, de
coeficiente de encruamento (n), coeficiente de encruamento médio (�̅�), r de Lankford, a
anisotropia normal (rm) e a anisotropia planar (∆𝑟) das duas condições de materiais estudados
(A e B).
Tabela 4 – Resultados calculados de coeficiente de encruamento e coeficiente de anisotropia
DL CP ‘material A’ ‘material B’
n �̅� r rm ∆r n �̅� r rm ∆r
0°
1 0,18
0,17
0,83
1,00 -0,29
0,19
0,18
0,71
0,93 -0,24
2 0,17 0,80 0,19 0,74
3 0,17 0,78 0,19 0,54
45°
1 0,17 1,08 0,19 1,07
2 0,16 1,23 0,19 1,08
3 0,16 1,14 0,19 0,99
90°
1 0,21 0,86 0,18 0,80
2 0,15 0,88 0,18 1,15
3 0,21 0,99 0,12 0,90 DL: Direção de laminação; CP: Corpo de prova; n: Coeficiente de encruamento; �̅�: Coeficiente de encruamento
médio; r: Coeficiente de Anisotropia; rm: Coeficiente de Anisotropia normal; ∆r; Coeficiente de Anisotropia Planar
Fonte: Autor (2018)
A tabela 4 mostra que os dois materiais estudados possuem um baixo
espalhamento de valores do coeficiente de encruamento (n) entre os corpos de prova da mesma
direção de laminação em 0° e 45°. A variação de resultados entre os corpos de prova a 90° com
relação a direção de laminação é esperado e compreensível, devido disposição dos planos de
deslizamento presentes na microestrutura dos materiais analisados.
Os dois materiais analisados possuem valores de �̅� semelhantes (0,17 e 0,18) e
estão de acordo com a literatura. Como citado anteriormente, os aços baixo-carbono utilizados
em processos de estampagem possuem valores característicos de n que variam entre 0,16 e 0,26
(FERREIRA FILHO; et al., 2003). Firat (2011) analisou um aço DP600 de 1 mm de espessura
bruta e obteve valores médios de resistência à tração de 380 MPa e coeficiente de encruamento
(n) de 0,18.
A anisotropia normal (rm) do ‘material A’ apresentou o valor de 1,0, o que indica
que o mesmo é isotrópico e possui grande resistência ao afinamento da espessura da chapa
64
durante o processo de embutimento. O ‘material B’ apresentou um valor inferior a uma unidade
de r (0,93) o que mostra que o mesmo é anisotrópico e possui baixa resistência ao afinamento
da espessura da chapa durante o processo de embutimento.
A anisotropia planar (∆𝑟) dos dois materiais analisados também são semelhantes,
apresentando um valor negativo, que, de acordo com Branco (2007), indica que os valores de
r45 são maiores do que r0 e r90, o que indica que ambos possuem um comportamento de possível
orelhamento à 0° e 90° da direção de laminação quando submetidos a um processo de
embutimento (ALMEIDA, 1987).
Para Ferreira Filho e coautores (2003) as taxas de aquecimento, resfriamento e
temperatura de recozimento são decisivas para o resultado da anisotropia normal (rm). Na
literatura o limite superior de rm dos aços laminados a frio para estampagem era de 2,2 (aço
EDDQ-IF), porém, foi desenvolvido uma nova tecnologia, denominada lubricated ferrite
rolling process (processo de laminação sob lubrificação na fase ferrítica) onde é possível
alcançar valores de rm superiores a 2,9, além de “produzir uma forte intensidade de textura
{111} após a laminação a quente” (FERREIRA FILHO; et al., 2003).
O coeficiente de encruamento (n) é o coeficiente que determina a capacidade de
distribuição uniforme das deformações (BRESCIANI FILHO; et al., 1997), associado à
deformação atingida no início da estricção (OLIVEIRA, 2010). Quanto maior o valor de n mais
elevada é a deformação uniforme do material (OLIVEIRA, 2010), mais elevada será a
capacidade de distribuição dessas deformações (FERREIRA FILHO; et al., 2003), e mais rígido
e mais resistente à estricção (KEELER, 1968). Quanto menor o valor de n, quando sujeitado a
um processo de estiramento, o material alcança mais rápido o alongamento uniforme
(OLIVEIRA, 2010).
As propriedades mecânicas das chapas variam de acordo com a direção que se
retira os corpos de prova para ensaio em relação à direção de laminação. Essa variação, chamada
de anisotropia, é causada pela “orientação cristalográfica preferencial dos grãos (textura)”
(FERREIRA FILHO; et al., 2003). O r de Lankford (anisotropia) é o coeficiente que representa
o quanto a orientação preferencial dos planos e direções cristalinas dos materiais podem
influenciar em suas propriedades mecânicas (OTOMAR, 2010). É determinado pela razão entre
a deformação no sentido da largura (εω) e a deformação no sentido da espessura (εt) de um corpo
de prova (OLIVEIRA, 2010).
Para Almeida (1987) se o valor de rm for maior do que uma unidade indica que
65
após o estiramento o corpo de prova aumenta consideravelmente sua resistência transversal,
enquanto a espessura é pouco afetada, indicando que o material possui grande resistência ao
afinamento, o que mostra sua resistência a esforços biaxiais de tração, consequentemente, exige
menor esforço na estampagem profunda.
O coeficiente de anisotropia planar (∆r) indica a variação das propriedades
mecânicas do material conforme se altera a direção em que se executa o ensaio (ALMEIDA,
1987). Baixos valores de r indicam uma baixa conformabilidade e altos valores de r indicam
alta conformabilidade (KEELER, 1968). Valores de ∆r positivos indicam que os valores de r45
são menores do que r0 e r90, indicando um possível orelhamento à 45° da direção de laminação
quando submetido a um processo de embutimento. Valores de ∆r negativos indicam que os
valores de r45 são maiores do que r0 e r90, indicando um possível orelhamento à 0° e 90° da
direção de laminação quando submetido a um processo de embutimento (BRANCO, 2007).
4.6 TEXTURA
O controle da textura cristalográfica em aços baixo-carbono possui grande
importância na estampabilidade do material. Uma textura favorável para aços baixo carbono
depende da composição química, temperatura de bobinamento durante a redução a quente e
temperatura de acabamento, porcentagem de redução na laminação a frio, velocidade de
aquecimento e temperatura de recozimento após a deformação a frio e aplicação do passe final
(skin-pass) de acabamento (FERREIRA FILHO; et al., 2003).
Uma textura favorável para aços de baixo carbono é obtida quando realizado
reduções a frio (laminação) maiores que 50%, executadas antes dos tratamentos térmicos de
recozimento e recristalização (FERREIRA FILHO; et al., 2003). Há um grau de redução ótimo
para cada tipo de aço para estampagem, entre 65 e 80% (FERREIRA FILHO; et al., 2003).
Chapas estampadas geralmente passam pelo processo de recozimento, o que causa grande
impacto na textura cristalográfica (FERREIRA FILHO; et al., 2003).
Em processos de estampagem metálica esperasse de um aço de baixo carbono
uma boa formabilidade, uma deformação isotrópica, um baixo valor de ∆r e um alto valor de r.
Para atingir esses valores a chapa precisa ter uma fibra-γ {111}<uvw> paralela ao plano da
chapa (HOLSCHER; RAABE; LUCKE, 1991).
Para Ferreira Filho e coautores (2003, 2008) a ausência da fibra 𝛼 e o
66
fortalecimento da fibra 𝛾 é a textura adequada para a estampagem. A textura considerada ótima
para o processo de estampagem em materiais CCC é caracterizada por uma forte fibra 𝛾,
fortificada por uma maior redução a frio.
O cristal deformado mantém sua identidade, isto é, sua textura, apesar da
distribuição e da densidade de defeitos cristalinos sejam modificadas (FERREIRA FILHO; et
al., 2003).
As texturas de laminação a frio dos materiais CCC se caracterizam por
apresentarem suas principais orientações localizadas em duas fibras parciais: {hkl}<110> e
{111}<uvw>. A orientação {001}<110> é proeminente da laminação a frio em aços ferríticos
e possui a tendência de ser “consumida” durante a recristalização (HUMPHREYS,F. J., 1995).
As figuras 29 e 30 apresentam as figuras de pólo do ‘material A’ e do ‘material
B’, respectivamente.
Figura 29 – Figura de pólo do ‘material A’
Fonte: Autor (2018)
67
Figura 30 – Figura de pólo do ‘material B’
Fonte: Autor (2018)
Através das figuras de pólo (figuras 29 e 30) é perceptível a diferença da
distribuição dos grãos entre os dois materiais.
“A fibra DL (α) possui direções <110> pertencentes a várias orientações
paralelas a esta direção. A fibra DN (ou γ) possui planos {111} de várias componentes paralelos
ao plano da chapa. As fibras DL e DN são melhor observadas na seção de φ2 = 45°”
(CARRAMANHOS, 2006). A figura 31 apresenta as FDOC do ‘material A’ (A) e do ‘material
B’ (B), com suas respectivas intensidades das fibras 𝛾 e 𝛼.
68
Figura 31 – FDOC do ‘material A’ (A) e do ‘material B’ (B)
Fonte: Autor (2018)
Comparando as imagens, a FDOC (A) apresenta uma menor intensidade da fibra
𝛼 e uma menor intensidade da fibra 𝛾 (Times Random - TR=8,8) em relação a FDOC (B), que
possui uma maior intensidade da fibra 𝛼 e uma maior intensidade da fibra 𝛾 (TR=10,2).
Conforme citado anteriormente a ausência da fibra 𝛼 e o fortalecimento da fibra
𝛾 é uma situação benéfica para materiais em processo de estampagem, oriunda de graus mais
elevados de redução (laminação).
69
5 DISCUSSÃO GERAL
A análise dos resultados obtidos sobre os dois aços DP de baixo carbono, com
composição química e resistência mecânica semelhantes, e produzidos por duas usinas
siderúrgicas distintas leva às seguintes conclusões:
● O ‘material A’ apresentou em sua composição uma porcentagem em peso (wt%) de alumínio
superior a composição do ‘material B’, porém, diante da análise dos demais ensaios, foi
evidenciado que o mesmo não exerceu influência sobre a formação dos grãos.
● A comparação dos valores de dureza obtidos entre as escalas HRB e HV 0,2 são compatíveis
com as tabelas de conversão (anexo A) disponíveis no mercado. A baixa diferença de valores
entre os materiais (6,4 HV 0,2, em média) é congruente com os resultados de composição
química relacionada à porcentagem em peso de carbono e com a quantidade de fase martensítica
presente em cada material.
● Através da análise por microscopia óptica conclui-se que os dois materiais analisados
possuem tamanhos de grão semelhantes (de 1µm a 5µm). Através da medição de contagem de
fases o ‘material A’ possui 41,23% de fase martensítica e o ‘material B’ possui 38,55% de fase
martensítica. Tais dados são coerentes com os ensaios de dureza realizados.
● Os ensaios de tração mostraram que o ‘material A’ possui uma maior ductilidade e uma menor
conformabilidade (uma maior rigidez) em relação ao ‘material B’, resultados também
congruentes com os resultados dos ensaios de dureza.
● Os dois materiais analisados possuem coeficientes de encruamento semelhantes (‘material A’
- 0,17 e 'material B' - 0,18) e estão de acordo com a literatura. O ‘material A’ é um material
isotrópico (𝑟𝑚= 1,0) e possui alta resistência ao afinamento da chapa durante o embutimento e
o ‘material B’ é um material anisotrópico (𝑟𝑚= 0,93) e possui baixa resistência ao afinamento
da chapa durante o embutimento. Ambos também possuem um valor negativo de anisotropia
planar, o que indica um comportamento de possível orelhamento à 0° e 90° da direção de
laminação quando submetidos a um processo de estampagem profunda.
● As FDOC e as figuras de pólo evidenciam que o ‘material A’ possui menor intensidade da
fibra 𝛼 e também da fibra 𝛾 em relação ao ‘material B’ que possui maiores intensidades das
fibras 𝛼 e 𝛾.
Todas as análises laboratoriais realizadas mostraram discretas divergências de
valores entre os dois materiais que não evidenciam a causa raiz do surgimento de fraturas no
70
‘material B’. O resultado mais expressivo que pode explicar a possível causa das falhas (trincas)
no processo de estampagem a frio é a presença da fibra 𝛼 no ‘material B’, oriunda dos processos
finais de laminação do material.
No ponto de vista do autor o processo de laminação do ‘material B’ deve ser
analisado, com foco nas porcentagens de redução que impactam diretamente nas intensidades
das fibras 𝛼 e 𝛾. Com base no estudo realizado a recomendação é aumentar a porcentagem de
redução no processo de laminação com o objetivo de reduzir a intensidade da fibra 𝛼, o provável
causador do surgimento de trincas, e fortalecer a fibra 𝛾, alcançando a textura adequada para o
processo de estampagem.
71
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76
ANEXOS
ANEXO A – Tabela de conversão de dureza
77
APÊNDICES
APÊNDICE A – FDOC do ‘material A’
78
APÊNDICE B – FDOC do ‘material B’
