Mapas de orientação cristalográfica

Para as análises de EBSD após os ensaios de dobramento mecânico, escolheu-se estudar a microestrutura das amostras referentes ao 2° e ao 3° conjunto de aços submetidos ao dobramento mecânico de 30°, pois além de essa escolha auxiliar na busca de uma comparação mais efetiva devido ao contraste entre esses conjuntos em termos de tensão de Von Mises e deformação plástica equivalente, também era esperado que para esse grau mais severo do ângulo de dobramento, os efeitos microestruturais após a conformação mecânica fossem mais evidentes.

Para determinação das orientações cristalográficas ao longo dos Índices de Miller (hkl), A Figura 85 seguinte foi utilizada para a construção do triângulo estereográfico padrão dos cristais cúbicos (Figura 86), sabendo-se que o plano escolhido pelo software Tango para a representação das direções nas análises de EBSD foi o <001>.

Para os aços a seguir, estão plotados os mapas de orientação cristalográfica com a respectivo triângulo esterográfico padrão utilizado pelo software Tango nas análises de EBSD (Figura 87).

a

b

Alongamento dos grãos

Para todas as Figuras de (88 a 92), (a) refere-se à superfície externa da amostra antes do dobramento; (b) refere-se à região ao longo da espessura antes do dobramento e (c) refere-se à região ao longo da espessura após o dobramento. A ordem dos seguintes aços obedeceu aos valores crescentes de efeito springback: ARC_LC200, PEUG_P220, PEUG_BH220, Docol_DL800, ARC_DP780, sendo que os 3 primeiros pertencem ao 2° conjunto e os 2 últimos pertencem ao 3° conjunto de aços.

Figura 85. Projeção estereográfica padrão 100 de um cristal cúbico. O plano 100 é considerado normal ao plano do papel. Em (a): representação de uma célula unitária cúbica no interior da projeção. Em (b): a projeção contém as direções cristalográficas básicas

(a) (b) Fonte: Hill (1982)

Figura 86. Triângulo estereográfico básico (110)-(111)-(100) para cristais cúbicos com relação ao pólo <100>

Para as Figuras (88 a 92) a seguir, considerar o seguinte triângulo estereográfico:

Figura 87. Triângulo estereográfico básico obtido pelo software Tango nas análises de EBSD. Os Índices de Miller foram transformados em cores RGB. As cores representam a direção normal à superfície da amostra

Fonte: Produção própria do autor

Figura 88. Mapa de orientação cristalográfica para o aço ARC_LC200. (a) e (b) Superfície externa e região ao longo da espessura respectivamente antes do ensaio de dobramento. (c) região ao longo da espessura após o dobramento a 30°

Fonte: Produção própria do autor

a b _c

Figura 89. Mapa de orientação cristalográfica para o aço PEUG_P220. (a) e (b) Superfície externa e região ao longo da espessura respectivamente antes do ensaio de dobramento. (c) região ao longo da espessura após o dobramento a 30°

Fonte: Produção própria do autor

Figura 90. Mapa de orientação cristalográfica para o aço PEUG_BH220. (a) e (b) Superfície externa e região ao longo da espessura respectivamente antes do ensaio de dobramento. (c) região ao longo da espessura após o dobramento a 30°

Fonte: Produção própria do autor

Figura 91. Mapa de orientação cristalográfica para o aço Docol_DL800. (a) e (b) Superfície externa e região ao longo da espessura respectivamente antes do ensaio de dobramento. (c) região ao longo da espessura após o dobramento a 30°

Fonte: Produção própria do autor

a b c a b c a b c 200 µm _{100 µm 100 µm} 200 µm 100 µm 100 µm 200 µm _{100 µm 100 µm}

Figura 92. Mapa de orientação cristalográfica para o aço ARC_DP780. (a) e (b) superfície externa e região ao longo da espessura respectivamente antes do ensaio de dobramento. (c) região ao longo da espessura após o dobramento a 30°

Fonte: Produção própria do autor

Análise das microestruturas antes dos ensaios de dobramento ao ar:

Com base nas letras (a) e (b) das Figuras 88 à 92, nota-se que para os aços do 2° conjunto, suas microestruturas referentes à superfície externa das amostras, tem predominância dos grãos voltados para a direção [111], (cor predominante: azul), e as microestruturas referentes à superfície ao longo da espessura tem predominância dos grãos migrando pelo vetor que vai da direção [001] à [101], (cores predominantes: vermelho e verde).

No caso dos aços do 3° conjunto, as microestruturas referentes à superfície externa apresentam grãos predominantemente migrando pelo vetor que vai da direção [001] à [111], (cores predominantes: vermelho e azul), e as microestruturas referentes à região ao longo da espessura mostram grãos migrando pelo vetor que vai da direção [001] à [101], (cores predominantes: vermelho e verde).

Análise das microestruturas após os ensaios de dobramento ao ar:

Com base na letra (c) das Figuras 88 à 92, foram feitas as seguintes análises da microestrutura na região ao longo da espessura. Observa-se que tanto para os aços do 2° conjunto como para os do 3° conjunto, a orientação preferencial é seguindo o vetor da direção [101] à [111], (cores predominantes: azul e verde). Ou seja, os grãos parecem estar se deslocando da região de coloração verde [101] para a azul [111]. Tal resultado é compatível

a b c

com o descrito pela literatura, na qual está descrito que a direção [111] costuma ser a preferencial de deslizamento dos grãos que passaram por deformação nos metais CCC.

Nos metais CCC laminados, sabe-se que o modo mais comum de deformação é o deslizamento ao longo do plano <110> e direção [111], ou seja: <110>[111]. Portanto, nos metais CCC as direções de deslizamento [111] são as predominantes, mas pode haver alguma dificuldade em se ordenar já que as tensões de cisalhamento críticas são muito próximas para os planos <110> <112> e <123> (WENK, 1985).

Ao analisar a forma dos grãos, observa-se que o único aço com alterações significativas na forma foi o Docol_DL800 do 3° conjunto, no qual os grãos se mostraram bem mais alongados na direção de laminação após os ensaios mecânicos. Já os demais aços analisados não mostraram grandes alterações na forma dos grãos.

Verifica-se também que o tamanho dos grãos referente aos aços do 3° conjunto são bem menores que os do 2° conjunto, mostrando uma microestrutura mais refinada, o que já era esperado devido à maior resistência mecânica do 3° conjunto.