UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS
INCREMENTO DE RESISTÊNCIA MECÂNICA EM TITÂNIO COMERCIALMENTE PURO POR EXTRUSÃO EM CANAL ANGULAR –
APLICAÇÃO EM IMPLANTES ORTOPÉDICOS.
Anibal de Andrade Mendes Filho
São Carlos 2010
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ENGENHARIA DE MATERIAIS
INCREMENTO DE RESISTÊNCIA MECÂNICA EM TITÂNIO COMERCIALMENTE PURO POR EXTRUSÃO EM CANAL ANGULAR – APLICAÇÃO EM IMPLANTES ORTOPÉDICOS.
Anibal de Andrade Medes Filho
Dissertação apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais como requisito parcial à obtenção do título de MESTRE EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
Orientador: Dr. Maurizio Ferrante Co-orientador: Dr. Vitor Luiz Sordi Agência Financiadora: CNPQ
São Carlos 2010
VITAE DO CANDIDATO
Bacharel em Física pela Universidade Federal de São Carlos – UFSCar (2008)
ANIBAL DE ANDRADE MENDES FILHO
APRESENTADA AO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS, DA UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS, EM 30 DE NOVEMBRO DE 2010.
BANCA EXAMINADORA:
PROF. Dr. VITOR LUIZ SORDI CO-ORIENTADOR PPG-CEM/UFSCar
PROF. Dr. CLAUDEMIRO BOLFARINI PPG-CEM/UFSCar
PROF. Dr. DIRCEU SPINELLI EESC-USP
Ao Prof. Dr. Maurizio Ferrante e ao Prof. Dr. Vitor Sordi pela orientação, pelo incentivo, aprendizado e amizade.
À Érika pela amizade, assistência e companheirismo em todas as etapas deste trabalho.
À Andréa pelas informações, conhecimentos passados e auxílio nos trabalhos de microscopia eletrônica.
Ao Gustavo pela amizade, assistência e contribuição indispensável na parte experimental desse trabalho.
Ao Carlos pela colaboração com os trabalhos de corrosão.
Ao Prof. Dr. José Benaque Rubert pela colaboração com os trabalhos de simulação numérica.
Aos técnicos do DEMa – em especial ao José Luiz pelo apoio e paciência durante os ensaios mecânicos e a deformação ECA.
À minha família pelo apoio incondicional.
À Ariéle pelo carinho, paciência, compreensão e cumplicidade que tornou tudo mais fácil.
RESUMO
A Extrusão em Canal Angular (ECA) é um dos métodos mais conhecidos de Deformação Plástica Severa (DPS), e pode ser aplicada a uma variedade de metais e ligas com o objetivo de obter grãos ultrafinos e boas propriedades mecânicas e físicas. A literatura recente mostra um intenso e crescente interesse pelos aspectos fundamentais da DPS, envolvendo os mecanismos de geração de grãos ultrafinos e os que explicam os elevados níveis de resistência mecânica observados. Os materiais mais estudados em DPS-ECA são o Al e suas ligas, Cu e Ti, este último com importantes aplicações em implantes ortopédicos. A tendência atual em pesquisa e desenvolvimento de ligas de Ti para aplicações biomédicas é o desenvolvimento de ligas com baixo módulo elástico, livres de elementos de liga tóxicos e alérgicos quais Al e V, e mantendo as boas propriedades mecânicas da liga Ti-6Al-4V. O presente projeto tem como objetivo principal aumentar a resistência mecânica do Ti comercialmente puro, aproximando-a daquela da liga Ti-6Al-4V, com vantagens quanto ao custo e dispensando os elementos Al e V. Amostras de Ti comercialmente puro (grau 2), com diâmetro de 10 mm e comprimento de 70 mm foram submetidas a até quatro passes ECA na temperatura de 300º C e a um passe na temperatura ambiente. Após o último passe, as amostras foram laminadas a frio com reduções de espessura de até 70%. A matriz ECA tem um ângulo de 120º entre os canais, impondo uma deformação equivalente igual a 0,67 por passe. Dada a dificuldade de se deformar o Ti pelo processo ECA considerou-se oportuno estudar a influência dos parâmetros geométricos da matriz, em outras palavras, otimizar o projeto desta, com o objetivo de se obter as melhores condições de processamento e a maior qualidade possível do Ti deformado. Para isso foi realizado um programa experimental separado, utilizando liga Pb-62%Sn, no qual uma matriz especialmente construída permitia a variação sistemática da geometria dos canais; com esses resultados foi construída uma matriz otimizada que possibilitou a prensagem do Ti. Em seqüência, dos experimentos de DPS concluiu-se que a laminação é mais efetiva no aumento de resistência mecânica que o processo ECA; no entanto, a perda de ductilidade é mais acentuada. A melhor combinação de resistência
passes ECA mais 70% de redução em laminação a frio. Finalmente, o comportamento anódico convencional do Ti CP2 recozido não foi alterado pela DPS, e os requisitos de susceptibilidade a corrosão, limite de torque e ângulo de ruptura do Ti submetido à DPS são suficientes para a fabricação de parafusos para implantes conforme a ASTM F543.
TITANIUM BY EQUAL CHANNEL ANGULAR PRESSING - APPLICATION IN ORTHOPAEDIC IMPLANTS
ABSTRACT
Equal Channel Angular Pressing (ECAP) is one of the most employed methods of Severe Plastic Deformation (SPD); it can be applied to a variety of metals and alloys in order to obtain ultrafine grains and good mechanical and physical properties. The recent literature shows intense and growing interest in some fundamental aspects of SPD techniques, viz., the generation of ultrafine grains and the mechanisms underlying the high levels of strength observed. Aluminium and its alloys, Cu and Ti are the most employed materials in SPD-ECAP studies, with Ti being seriously considered for orthopedic implants. The current trend in research and development of Ti alloys for biomedical applications is the development of alloys with low elastic modulus, free of toxic and allergic elements such as Al and V, while maintaining the good mechanical properties of Ti-6Al-4V. The objective of the present work is to upgrade the mechanical strength of commercially pure Ti, bringing it close to that of Ti-6Al-4V, adding cost advantages and making without the harmful elements Al and V. In the present work samples of commercially pure Grade 2 Ti were subjected to up to four ECAP passes at 300°C and a single pass at room temperature in a 120o die. After the final pass, samples were rolled at room temperature with thickness reduction equal to 70%. Since Ti is a difficult material to be processed by ECAP it was found appropriate to study the influence of geometric parameters on the die performance, in other words, to optimize its design in order to obtain the best processing conditions and a product of the highest possible quality. Thus, a separated experimental program was carried out employing a Pb-62%Sn alloy; deformation took place in a specially constructed ECAP die which allowed systematic variation of the channels´ geometry. With these results an optimal die was constructed. In sequence, from the DPS experiments it was concluded that cold rolling is more effective to increase mechanical strength than ECAP, although ductility loss was more pronounced. The best combination of strength and ductility was observed in the sample that combined four ECAP passes with a 70% reduction
changed by the SPD and the requirements for susceptibility to corrosion, maximum torque and angle of rupture of DPS processed Ti were found to be sufficient for the production of metallic bone screws according to ASTM F543.
SORDI, V. L. ; MENDES FILHO, A. A. ; RUBERT, J.B. ; FERRANTE, M. A Influência Da Geometria Da Matriz De Deformação Em Canal Angular (ECA) Na Intensidade E Homogeneidade Da Deformação. Anais do 18o Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência dos Materiais- CBECIMat, Porto de
Galinhas – PE, 2008.
MENDES FILHO, A. A.; SORDI, V.L.; RUBERT, J.B.; FERRANTE, M. The Influence of ECAP Die Channel Geometry on Shear Strain and Deformation Uniformity. Materials Science Forum, v. 584 - 586, p. 145-150, 2008.
MENDES FILHO, A. A. ; KLIAUGA, A. M. ; SORDI V. L. ; FERRANTE M. . The effect of equal channel angular pressing on the tensile properties and microstructure of two medical implant materials: F-138 austenitic and grade 2 Ti.. Journal of Physics. Conference Series (Online), 2010
MENDES FILHO, A. A. ; ROVERE, C.A. ; KURI, S. E. ; SORDI, V. L. ; FERRANTE, M. . A General Study Of Commercially Pure Ti Subjected To Severe Plastic Deformation: Microstructure, Strength And Corrosion Resistance. Revista Matéria, v. 15, n. 2, pp. 286 – 292, 2010.
KAWASAKI, M.; MENDES FILHO, A. A. SORDI, V. L.; FERRANTE, M.; LANGDON T.G. Achieving superplastic properties in a Pb–Sn eutectic alloy processed by equal-channel angular pressing. Journal of Materials Science, v. 45, 2010.
MENDES FILHO, A. A. ; ROVERE, C.A. ; SORDI, V. L. ; FERRANTE, M. IMPLANTES DE Ti: EFEITOS DA DEFORMAÇÃO ECA NAS PROPRIEDADES RELEVANTES À APLICAÇÃO. . Anais do 19o Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência dos Materiais-CBECIMaT, Campos do Jordão-SP,
MENDES FILHO, A. A.; SORDI, V.L.; FERRANTE, M. Optimization of Tensile Strength and Ductility of Grade 2 Ti, Conditioned by Severe Plastic Deformation. Aceito para apresentação e Anais: 4th International
Conference on Nanomaterials by Severe Plastic Deformation, Nanjing,
BANCA EXAMINADORA ... i AGRADECIMENTOS ... ii RESUMO ... iii ABSTRACT ... vi PUBLICAÇÕES ... viii ÍNDICE DE ASSUNTOS ... x
ÍNDICE DE TABELAS ... xiii
ÍNDICE DE FIGURAS ... xv SÍMBOLOS E ABREVIAÇÕES ... xx 1 INTRODUÇÃO ... 1 2 OBJETIVO ... 4 3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ... 5 3.1 Deformação plástica ... 5
3.1.1 Deformação plástica em metais hexagonais ... 9
3.1.2 Microestrutura de materiais deformados ... 11
3.2 Tamanho de grão e resistência mecânica ... 16
3.3 Recuperação, recristalização e crescimento de grão ... 18
3.4 DPS e grãos ultrafinos. ... 19
3.5 Extrusão em canal angular ... 21
3.5.1 Deformação imposta em ECA ... 23
3.5.2 Rotas de Processamento... 25
3.5.3 Homogeneidade da deformação ECA ... 30
3.5.4 Carga, velocidade e temperatura de prensagem ... 32
3.8 O metal Ti ... 40
3.9 Deformação ECA de Ti e suas ligas ... 42
3.10 Parafusos de Ti para implantes ... 43
4 MATERIAIS E MÉTODOS ... 46
4.1 Projeto e construção de matrizes protótipos ... 48
4.2 Medidas de homogeneidade e grau de deformação ... 49
4.3 Deformação ECA Ti ... 51
4.3.1 Materiais e Amostras ... 51
4.3.2 Tratamento térmico pré-deformação ... 52
4.3.3 Deformação ECA ... 52
4.3.4 Laminação ... 53
4.3.5 Dureza e propriedades de tração ... 53
4.3.6 Microestrutura ... 54
4.3.7 Corrosão ... 56
4.3.8 Ensaios de torção ... 57
5 RESULTADOS E DISCUSSÃO ... 57
5.1 Grau e homogeneidade de deformação ... 57
5.2 ECA em Ti... 67
5.3 Operacionalidade do processo e dificuldades envolvidas na prensagem do Ti. ... 68
5.4 Comportamento mecânico do Ti deformado ... 71
5.5 Microestrutura ... 83
5.6 Corrosão ... 85
5.7 Ensaios de torção ... 86
6 CONCLUSÕES ... 91
ÍNDICE DE TABELAS
Tabela 3.1. Relação c/a para alguns metais HC [16] ... 10
Tabela 3.2. Valores de EDE e estrutura cristalina de alguns metais [19]. ... 13
Tabela 3.3. Valores de ky, constante pré exponencialda equação de Hall-Petch [16]. ... 18
Tabela 3.4. Principais processos de DPS ... 20
Tabela 3.5. Propriedades mecânicas de materiais sintéticos e de osso ... 39
Tabela 3.6. Vantagens e desvantagens dos três materiais metálicos normalmente utilizados: ... 39
Tabela 3.7. Composição e valores de tensão de escoamento e alongamento das principais ligas de Ti ... 41
Tabela 3.8. Dimensões para parafusos padronizados pela F543 [12] e requisitos mínimos para aplicação. ... 45
Tabela 4.1. Nomenclatura e condições das amostras ... 48
Tabela 4.2 Possíveis combinações de R e r da matriz protótipo ... 49
Tabela 4.3 Composição química do material utilizado* ... 52
Tabela 4.4. Composição do reagente Kroll e procedimento de ataque químico. ... 54
Tabela 5.1 Graus de deformação calculados através da previsão teórica apresentada na equação 3.7 (γ*), e respectivo ângulo de distorção da malha de referência (γ), em graus. ... 58
Tabela 5.2. Comparação dos níveis de deformação obtidos pela equação (3.7), simulação física e simulação por EF, e valores de homogeneidade de deformação. ... 59
Tabela 5.3 Medidas de γ para diferentes combinações de R e r. ... 64
Tabela 5.4 Dados de tração do Ti CP2 em diferentes condições de processamento. ... 76
Figura 1.1 Distribuição da natureza do material de estudo nos 175 trabalhos de DPS apresentados no Congresso NanoSPD4 em Goslar. ... 2 Figura 1.2 Resistência mecânica e ductilidade de metais nanoestruturados comparadas com metais de tamanho de grão grosseiro [3]. ... 3 Figura 3.1. Esquema para cálculo da tensão crítica resolvida ... 6 Figura 3.2. Esquematização de curvas tensão-deformação para um corpo idealmente plástico (linha pontilhada, n=0) e para outro exibindo endurecimento por deformação (linha cheia). ... 9 Figura 3.3. Esquema do arranjo plano de discordâncias homogeneamente distribuídas em grão encruado. ... 11 Figura 3.4. Esquema do arranjo em células de discordâncias heterogeneamente distribuídas em grão encruado. ... 12 Figura 3.5. Tensão de escoamento em função da raiz quadrada da soma das impurezas para os quatro Graus de Ti CP [24]. ... 14 Figura 3.6. Limite de resistência e alongamento para os quatro Graus de Ti CP [24]. ... 15 Figura 3.7. Relação entre limite de escoamento e inverso da raiz quadrada do tamanho de grão, reportada por diferentes autores para amostras de Cu puro com tamanhos de grão decrescentes, indo de micrométricos a nanométricos [27]. ... 17 Figura 3.8. Em (a), Diagrama esquemático da configuração da matriz utilizada no processo de ECA. O sistema de coordenadas XYZ mostrado na figura é o mais comumente utilizado para identificação dos planos da amostra. Em (b), visualização 2-D do canal mostrando o ângulo de distorção γ. ... 22 Figura 3.9. Deformação equivalente para diferentes ângulos Φ e Ψ do canal de deformação [ 34]. ... 24 Figura 3.10. As quatro rotas de deformação possíveis em ECA [37]. ... 26 Figura 3.11. Sistemas de escorregamento visualizados nos planos X, Y e Z para passes consecutivos utilizando as rotas A, BA, BC e C [38]. ... 27
Figura 3.12. Distorções introduzidas em um elemento cúbico quando observado nos planos X,Y e Z para as rotas A, BA,BC e C e submetidos até oito
submetido a um passe ECA [40]. ... 29 Figura 3.14. Aparência macroscópica nos planos X,Y e Z para Al policristalino submetido a dois passes ECA utilizando (a) rota A, (b) rota BC e (c) rota C [40].
... 30 Figura 3.15. Deformação efetiva ao longo do plano longitudinal para a rota Bc após 1 passe. As linhas identificadas com letras são as de igual deformação [ 42]. ... 31 Figura 3.16. Amostra de Al submetida a uma passe ECA, mostrando diferenças na homogeneidade da deformação [44] ... 32 Figura 3.17. Variação da carga de prensagem de uma amostra da liga Pb-62%Sn durante a prensagem ECA, para diferentes valores de Ψ [ 45]. ... 33 Figura 3.18. Variação da tensão de escoamento em função da velocidade de prensagem para uma liga Al-1%Mg submetida a 1, 2, 3, e 4 passes ECA [46]. ... 34 Figura 3.19. Variação do tamanho de grão em amostras de Al prensadas em diferentes temperaturas [47]. ... 35 Figura 3.20. Implantes médicos feitos em Ti de grãos ultrafinos; (a) e (b), placas de implantes para osteosíntese; (c) parafuso cônico para fixação de coluna; (d) dispositivo para correção e fixação da coluna. ... 37 Figura 3.21. Tensão de escoamento e limite de resistência do Ti CP submetido à ECA obtidos por alguns dos principais grupos de pesquisa em DPS. ... 42 Figura 3.22. Desenho dos tipos de parafusos padronizados pela F543:2007 [ 12]. ... 44 Figura 4.1 Fluxograma de atividades ... 47 Figura 4.2. Desenho da matriz protótipo mostrando o posicionamento dos insertos. ... 49 Figura 4.3. Identificação dos planos da amostra com respeito à direção de prensagem ECA e localização da malha de referência. ... 50 Figura 4.4 Exemplo de malha obtida após deformação ECA e medição do ângulo γ. ... 51 Figura 4.5. Matriz aberta utilizada no processo de deformação ECA. ... 53
indica a direção de extrusão e de laminação. ... 54 Figura 4.7. Desenho esquemático de uma amostra pós laminação, com destaque para o plano de interesse na análise microestrutural. ... 55 Figura 4.8. Esquema de funcionamento da célula eletroquímica e foto do eletrodo de trabalho. ... 56 Figura 4.9 Dimensões dos corpos de prova para ensaios de torção. ... 57 Figura 5.1. Malhas de deformação para as amostras Pb-62%Sn simulação física e simulação computacional, para r=0 variação de R. ... 59 Figura 5.2. Variação do grau de deformação com ângulo ψ para os resultados obtidos por simulação numérica, calculados e medidos. ... 60 Figura 5.3. Forças de prensagem durante processo ECA para diferentes valores do ângulo Ψ da matriz. Liga Pb-62%Sn ... 61 Figura 5.4. Variação da força de prensagem em função da posição da amostra em uma matriz ECA com R = 14 e r = 8. As imagens 1,2 e 3 apresentam fotos obtidas durante a prensagem nas posições 1, 2 e 3 destacadas no gráfico. ... 62 Figura 5.5. Medidas de γ para Pb-62%Sn submetido a um passe ECA, para várias configurações do canal de extrusão. ... 63 Figura 5.6. Efeito dos raios externo e interno do canal de extrusão nos níveis de deformação cisalhante, γ . ... 65 Figura 5.7. Forças de prensagem em função do deslocamento do punção, para diferentes configurações do canal de extrusão. ... 66 Figura 5.8. Forças de prensagem durante deformação ECA do Ti ... 68 Figura 5.9. Foto de uma prensagem ECA interrompida devido a formação de rebarba. ... 70 Figura 5.10. Diferentes projetos de matriz ECA. Em (a) matriz com canal bipartido, e em (b) matriz com canal construído em um bloco sólido. ... 71 Figura 5.11. Dureza em função da deformação equivalente para amostra ECA, CR e ECA+CR. ... 72 Figura 5.12. Curvas de dureza em função da temperatura de recozimento pós deformação, entre 100°C e 600°C mantidos por 30 min utos. Amostras deformadas por ECA e ECA + laminação. ... 73
submetidas a várias temperaturas de recozimento por 0 h 30. As amostras foram processadas por oito passes ECA a 400oC seguido de laminação com 35 e 55% de redução [60]. ... 74 Figura 5.14. Curva tensão-deformação de amostras de Ti processadas por 8 passes ECA a 400oC seguido de 75% de redução por extrusão a frio e submetidas a diferentes temperaturas de recozimento [59]. ... 74 Figura 5.15. Curvas tensão-deformação do Ti CP2 em diferentes condições de processamento e resumo dos resultados obtidos nos ensaios de tração. ... 75 Figura 5.16. Microestrutura de amostras de Ti submetidas a oito passes ECA+35%CR na condição como deformada (a), e após recozimento a 400 oC por 0 h 30´ em (b). [60]. ... 77 Figura 5.17. Comparação de resultados de propriedades de tração de Ti CP submetido à deformação ECA a 25oC: em preto, ref. 61 e em vermelho os do presente trabalho. ... 78 Figura 5.18. Comparação dos resultados de tensão de escoamento, limite de resistência e alongamento aqui obtidos com os principais resultados encontrados na literatura. A linha tracejada representa o limite de resistência da liga Ti-6Al-4V. ... 78 Figura 5.19. Variação do alongamento e do limite de resistência das amostras deformadas em relação a amostras 0X. ... 80 Figura 5.20. Região de deformação uniforme da curva tensão deformação para todas as amostras estudadas. ... 81 Figura 5.21. Valores da diferença entre limite de resistência e a tensão de escoamento para todas condições de processamento. ... 82 Figura 5.22 Valores da diferença entre limite de resistência e a tensão de escoamento em função do expoente de encruamento. ... 82 Figura 5.23. Microscopia ótica da amostra 0X; grãos equiaxiais com ausência de deformação. ... 83 Figura 5.24. Micrografias da seção longitudinal das amostras a) 1XH, b) 4XH , c) 0X+CR(70) e d) 4XH+CR(70). ... 84 Figura 5.25 MET das amostras das amostras submetidas a um e quatro passes ECA a 300°C e a quatro passes a quente segui do de laminação. ... 85
realizadas em uma solução de 0,9% NaCl em temperatura ambiente. ... 86 Figura 5.27. Torque e ângulo de rotação estimados para σ = σu, for para todas as condições de processamento do Ti CP2. A linha tracejada indica o requisito mínimo de LT da ASTM F543. ... 88 Figura 5.28 Resultados do ensaio de torção para amostras de Ti4XH e da liga Ti64. ... 89 Figura 5.29 Valores de LT para Ti-6Al-4V e Ti4XH comparados com os requisitos mínimos solicitado pela ASTM F543 em função dos diâmetro interno das roscas padronizadas. Os valores de LT para a liga e para o Ti são representados respectivamente por um triângulo e por um quadrado preenchidos. Os mesmos símbolos abertos representam os valores de AR para a liga e para o Ti. ... 90
ECA = extrusão em canal angular DPS= deformação plástica severa CR= laminação a frio
CE= extrusão a frio d = tamanho de grão
EDE = energia de defeito de empilhamento G = modulo de cisalhamento K = coeficiente de resistência CP= comercialmente puro b = vetor de Burgers n = expoente de encruamento σ = tensão σ0 = tensão de atrito σi = tensão de Peierls σy = tensão de escoamento σu = limite de resistência ε = deformação εu = deformação uniforme
ρ = densidade de discordâncias no cristal
α = constante que depende da natureza da discordância e varia entre 0,5 e 1.
Ψ = arco de curvatura da intersecção entre os canais da matriz Φ = ângulo entre os canais da matriz
γ = deformação cisalhante
τR= tensão cisalhante resolvida
τRc=tensão cisalhante crítica resolvida
ky= constante pré exponencial da equação de Hall-Petch
T= torque
LT= limite de torque AR= ângulo de ruptura D= diâmetro do parafuso
1 INTRODUÇÃO
A ciência e tecnologia dos materiais submetidos a Deformação Plástica Severa (DPS) surgiu de forma significativa na literatura mundial há cerca de 30 anos, ou pouco mais. Particularmente nos últimos dez anos o número de publicações nesse tema teve notável crescimento: Lowe [1] identificou 2280 publicações sobre o tema DPS entre 1990 e 2004. Dentre estas, aproximadamente 300 surgiram no período de 1990 a 1999, e a partir de 2001 a taxa de crescimento dessas publicações duplicou.
Os metais e ligas processados por DPS se configuram iniciam a emergir para produção comercial. Em 2004 cerca 60 países tinham programas nacionais de incentivo à pesquisa em nanotecnologia, sendo que em 1999 eram praticamente inexistentes. É, portanto, mais do que evidente que há interesse dos governos e dos diversos setores privados no desenvolvimento de materiais nanoestruturados, e em particular de metais processados por DPS.
Em 2006, Valiev e Langdon [2] publicaram uma revisão bastante completa sobre o tema dos metais submetidos à DPS, mais especificamente sobre o processo de Extrusão em Canal Angular – ECA (ou ECAP- Equal
Channel Angular Pressing, em inglês), uma das principais técnicas de DPS. Os
autores mencionaram 495 publicações científicas envolvendo o estudo de microestrutura, propriedades, métodos de processamento, modelagem computacional e produtos e aplicações de metais nano-estruturados. De 2003 a 2008 345 artigos científicos foram publicados, se considerados apenas os publicados pela editora ELSEVIER INC., sem incluir anais de congressos e eventos. Quanto a esses, entre 1990 e 2004 Lowe [1] detectou a ocorrência de 123 eventos dedicados a DPS. Destes, talvez o mais importante seja o “International Conference on Nanomaterials by Severe Plastic Deformation –
NanoSPD”, cuja primeira edição aconteceu em Moscou – Rússia (1999); a
segunda em Viena – Áustria (2002), a terceira em Fukuoka – Japão (2005) e a quarta em Goslar – Alemanha (2008). Nos Anais deste último foram publicados 175 trabalhos completos originados de 24 países diferentes. O próximo, “The 5th International Conference on Nanomaterials by Severe Plastic
Deformation – NanoSPD5”, acontecerá em Nanjing – China, em março de
2011. A Figura 1.1 mostra a distribuição por material dos 175 trabalhos na 4th
International Conference on Nanomaterials by Severe Plastic Deformation
realizada em Goslar entre 18 e 22 de agosto de 2008, onde se observa que o Al e suas ligas são os materiais mais estudados nesta área.
0 10 20 30 40 50 Fundamentos Cu Al Mg Ti Fe Outras
Figura 1.1 Distribuição da natureza do material de estudo nos 175 trabalhos de DPS apresentados no Congresso NanoSPD4 em Goslar.
Além do processo ECA outras técnicas de DPS como, Torção sob Alta Pressão (HPT- High-pressure Torsion), Forjamento Rotativo e Laminação Acumulada (ARB – Accumulative roll-bonding) são métodos bem estabelecidos para a obtenção de materiais com granulação ultrafina onde, dependendo da técnica utilizada, a microestrutura processada alcança tamanhos de grão no intervalo ~70 - 500nm [2].
O tamanho de grão pode ser considerado como o principal fator estrutural que controla as propriedades mecânicas de um metal. É bem conhecido que seu refinamento promove substancial aumento da resistência mecânica, portanto, espera-se que materiais com grãos finos possuam alta resistência mecânica. Além disso, o processamento por técnicas de DPS introduz uma grande quantidade de defeitos cristalinos nos materiais, o que resulta em um endurecimento ainda maior. No entanto, todo este processo normalmente diminui a ductilidade; sabe-se que esta propriedade e a
resistência mecânica são características - chave de todos os materiais, mas geralmente atuam de modo inverso. Materiais podem ser resistentes ou dúcteis, mas raramente apresentam as duas características ao mesmo tempo. Todavia, estudos recentes [3, 4, 5] mostram que materiais com tamanho de grão nanométrico conseguem combinar alta resistência mecânica com alta ductilidade, ver Figura 1.2. [3].
Figura 1.2 Resistência mecânica e ductilidade de metais nanoestruturados comparadas com metais de tamanho de grão grosseiro [3].
Dentre os processos de DPS, a deformação ECA é especialmente atraente, inclusive pela sua simplicidade já que uma prensa e uma matriz constituem todo equipamento necessário. Outra característica do processo ECA é a possibilidade de se atingir altos níveos de deformação homogeneamente distribuídos no volume do material deformado. Tais características somadas à possibilidade de aumentar as dimensões do material
a ser deformado mostram a potencialidade da utilização do processo ECA em aplicações industriais [6].
As pesquisas fundamentais em ECA se concentram em aspectos tais como: otimização da geometria dos canais da matriz, controle do atrito matriz-amostra, rotas de processamento, temperatura de deformação, tratamentos térmicos pós-deformação, e na relação entre microestrutura e propriedades dos materiais deformados. Mais recentemente o foco das investigações tem sido aplicar o processo para obtenção de melhores propriedades funcionais, por exemplo Mg para armazenamento de hidrogênio[7], ligas de Al com comportamento superplástico, habilitando-as a estampagem profunda [8], ligas NiTi com memória de forma [9] e Ti para implantes ortopédicos [10]. Para esta última aplicação da técnica ECA destaca-se a possibilidade de utilizar-se Ti comercialmente puro de grau 2 (CP2) como uma alternativa interessante na fabricação de parafusos para implantes, em substituição à convencional liga Ti-6Al-4V. De fato, o metal apresenta vantagens sobre a liga quanto ao custo e à ausência dos elementos potencialmente tóxicos Al e V. Em 2006 Valiev mostrou que a partir da combinação do processo ECA com extrusão a frio foi obtido Ti CP nanoestruturado com resistência mecânica significantemente superior que as da liga Ti-6Al-4V [11].
2 OBJETIVO
O presente projeto tem como objetivo principal aumentar a resistência mecânica do Ti Grau 2 através de uma sequência de DPS composta por ECA e laminação a frio. Dessa forma o metal estaria habilitado para o fabrico de parafusos para implantes conforme a Norma ASTM F543 [12].
Ainda, achou-se oportuno estudar a influência dos parâmetros geométricos da matriz, em outras palavras, otimizar o projeto desta, com o objetivo de obter as melhores condições de processamento e a maior qualidade possível do Ti deformado. Para isso foi realizado um programa experimental separado, utilizando uma liga Pb-Sn, no qual uma matriz
especialmente construída permitia a variação sistemática da geometria dos canais.
3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
3.1 Deformação plástica
O processo de deformação plástica é definido como a mudança permanente da forma de um material sólido através da aplicação de uma força acima de seu limite elástico. Nos metais, esse processo consiste no deslizamento de blocos do cristal, uns sobre os outros, ao longo de planos e direções bem definidas. Claramente esses planos cristalográficos são os de maior densidade atômica e a direção cristalográfica é a mais compacta deste plano. A direção e o plano de deslizamento definem o sistema de escorregamento, e desse modo a facilidade com que um metal se deforma plasticamente relaciona-se com a quantidade de sistemas de escorregamento de sua estrutura cristalina. Por exemplo, a estrutura CFC possui 12 sistemas de escorregamento; já a estrutura HC possui apenas três.
Um melhor entendimento do início da deformação plástica é obtido através de estudos de deformação de monocristais. Quando um desses elementos é submetido a uma tensão de tração ou compressão, uma tensão cisalhante passa a atuar ao longo do plano e da direção de deslizamento. O deslizamento começa quando essa tensão cisalhante atinge o valor limite denominado tensão cisalhante crítica resolvida. Para se calcular esse valor crítico de um monocristal ensaiado em tração é necessário conhecer a orientação, em relação ao eixo de tração, do plano e da direção de deslizamento, ver esquema na Figura 3.1
Figura 3.1. Esquema para cálculo da tensão crítica resolvida .
Assim, a tensão cisalhante resolvida,
τ
R, atuante no plano e na direçãode deslizamento é dada por:
m
A
F
A
F
s Rσ
λ
φ
λ
τ
=
cos
=
cos
cos
=
0 3.1.
Onde m (= 1/ cosφcosλ) é determinado pela orientação entre o sistema de deslizamento e o eixo de tração. O valor 1/m é chamado de Fator de
Schmid.
Como os vários sistemas de escorregamento estão orientados de maneira diferente em relação ao eixo de tração, para um dado valor de
σ
haverá diferentes valores de τR. O sistema de escorregamento mais favorável, ou seja, o que apresenta o menor valor de m será aquele onde a deformação plástica se iniciará.No início da deformação plástica o valor de τR atinge o valor crítico τRc (tensão cisalhante crítica resolvida), que se relaciona com a tensão de escoamento de acordo com a expressão conhecida como Lei de Schmid:
RC
y
m
τ
σ
=
No entanto, mesmo que o mecanismo básico de deslizamento seja o mesmo nos monocristais e nos policristais, o comportamento tensão-deformação deles é bastante diferente; sendo que os policristais apresentam valores de tensão de escoamento muito superiores à dos monocristais. Além da influência dos contornos de grão, a maior tensão de escoamento dos policristais também se deve às diferentes orientações que cada cristal individual mantém relativamente ao eixo de tração. Cada cristal terá seu próprio valor do fator de Schmid e em condições de tração aquele que tiver o menor valor será o primeiro a se deformar. Assim podemos escrever a Lei de Schmid de maneira análoga para os policristais:
RC
y
m
τ
σ
=
3.3 onde
m
é uma média apropriada para o policristal, conhecido como Fator deTaylor. O procedimento detalhado do cálculo de
m
é bastante complicado,entretanto sua idéia básica é relativamente simples. Este valor é encontrado a partir do Critério de Taylor para deformação de policristais, segundo o qual, quando o grão com orientação mais favorável inicia a ser deformado, para que a continuidade do cristal seja mantida os grãos vizinhos necessitam de cinco sistemas de deslizamentos para acomodar esta deformação. Para estruturas CFC o valor de
m
é 3,06 [13].Durante a deformação plástica de um policristal ocorrem alguns eventos importantes:
i) os grãos mudam de forma
ii) a orientação dos grãos muda, e eles geralmente adquirem orientação preferencial (textura de deformação)
iii) a quantidade (área) dos contornos de grão por unidade de volume aumenta
iv) a quantidade de defeitos puntiformes e de discordâncias por unidades de volume aumentam por várias ordens de grandeza [14, 15].
Quando um metal é deformado plasticamente a maior parte da energia de deformação gerada é dissipada como calor, mas uma fração da ordem de 1% da energia é armazenada sob forma de defeitos cristalinos, especialmente
discordâncias. A quantidade armazenada depende do processo de deformação, natureza do metal/composição da liga, velocidade de deformação, tamanho de grão inicial e temperatura de deformação.
A deformação plástica depende da movimentação e geração de discordâncias; para sua realização deve-se aplicar uma tensão externa maior do que a força de atrito necessária para mover as discordâncias no cristal. Quantitativamente, a relação entre tensão requerida para produzir deformação plástica e densidade de discordâncias é dada por:
ρ
b
G
α
σ
σ
=
i+
3.4 onde σi é a Tensão de Peierls, G o módulo de cisalhamento; b o vetor deBurgers, ρ a densidade de discordâncias no cristal e α uma constante que depende da natureza das discordâncias e varia entre 0,5 e 1. A tensão de Peierls é aquela necessária para a movimentação de uma discordância num cristal perfeito.
O endurecimento por deformação decorrente do aumento desses defeitos cristalinos é chamado de encruamento. A equação 3.5 de Hollomon apresenta um modelo para descrever o encruamento em uma curva tensão-deformação verdadeira:
σ
=
K
ε
n 3.5. onde n é o expoente de encruamento, K o coeficiente de resistência, σ a tensão verdadeira e ε deformação verdadeira.Metais ou ligas com n=0 são chamados de idealmente plásticos e não apresentam endurecimento por deformação. A Figura 3.2 esquematiza como a curva tensão-deformação de um metal varia para dois diferentes valores de n.
Figura 3.2. Esquematização de curvas tensão-deformação para um corpo idealmente plástico (linha pontilhada, n=0) e para outro exibindo endurecimento por deformação (linha cheia).
O endurecimento por deformação a frio é conseqüência da interação mútua entre as discordâncias e sabe-se que num cristal o número destas aumenta com o grau de deformação alcançando valores muito acima dos característicos do material livre de deformação (recozido). De fato, a densidade de defeitos ρ num material perfeitamente recozido é da ordem de 109 a 1012m-2, enquanto em um material trabalhado a frio é próximo a 1016m-2 [13].
Nos materiais policristalinos o efeito do endurecimento por deformação é ainda maior devido às restrições ao deslizamento de discordâncias exercidas pelos contornos de grão.
Em síntese, a resistência à deformação plástica oferecida pelo cristal aumenta com a intensidade de trabalho a frio e isso está relacionado com a diminuição da mobilidade das discordâncias no cristal.
3.1.1 Deformação plástica em metais hexagonais
Assim como em outras estruturas cristalográficas a deformação de policristais com estrutura HC começa com o deslizamento de planos compactos. Nos metais hexagonais ideais (c/a=1,633), o plano basal (0001) é o de maior densidade atômica, e os eixos diagonais <1120> constituem as direções compactas. Dessa forma a estrutura HC ideal possui apenas três sistemas de escorregamento, e devido a esta limitação apresenta em geral
baixa ductilidade. No entanto, por força de diferenças entre a relação c/a real e a ideal dos metais HC, ver Tabela 3.1 em alguns desses são ativados sistemas adicionais de escorregamento. O Zr o e o Ti, que possuem uma baixa relação c/a, deslizam principalmente nos planos prismáticos e piramidais segundo a direção <
1
1
20
>. Assim, conclui-se que para metais com c/a maiores que o ideal o escorregamento através do plano basal é favorecido enquanto que para aquele com c/a menores que o ideal é preferido o escorregamento ao longo dos planos prismáticos. No caso da deformação do Ti, que em temperatura ambiente possui relação c/a < 1,633, a tensão crítica de cisalhamento para o escorregamento basal é muito alta (aproximadamente 110 MPa) [13]. Assim, é preferível o escorregamento através dos planos prismáticos, cuja tensão crítica está em torno de 50 MPa.Tabela 3.1. Relação c/a para alguns metais HC [16]
Metal c/a Cd 1,89 Zn 1,88 Ideal 1,633 Co, Mg 1,62 Zr, Ti 1,59
Devido a estas condições limitadas de deslizamento, este mecanismo não pode continuar como o único modo de deformação e a maclação se torna significante. A região maclada é uma imagem espelho da matriz cristalina, e o plano de simetria que as separa é chamado de plano de maclação.
Tanto o deslizamento quanto a maclação são mecanismos fortemente afetados pela temperatura de deformação. Em baixas temperaturas (< 0,3 Tf) a
maclação é favorecida, mas em altas novos sistemas de deslizamento tornam-se operantes, favorecendo os mecanismos de deformação por escorregamento de discordâncias [17]. Blicharski e outros [17] reportaram que o principal modo de deformação de Ti laminado em temperatura ambiente inicialmente foi por maclação, até 20% de redução de espessura, mudando para escorregamento
após 40% de redução. Com o aumento da temperatura, a densidade das maclas de deformação diminui significantemente [18].
3.1.2 Microestrutura de materiais deformados
Neste item serão discutidos os principais fatores que afetam a microestrutura do metal deformado, tais como energia de defeito de empilhamento, átomos de soluto em solução sólida, tamanho de grão inicial, temperatura e velocidade de deformação.
a) Energia de defeito de empilhamento
A maneira como as discordâncias se distribuem em uma liga ou metal deformado depende da energia de defeito de empilhamento (EDE). Em metais em que essa energia é baixa as discordâncias têm baixa mobilidade devido ao fato de as parciais estarem muito afastadas entre si. Isso implica em dificuldade para a realização de fenômenos de escorregamento como desvio (“cross-slip”) e escalada (“climb”) de discordâncias. Assim, por terem baixa mobilidade, as discordâncias geradas tenderão a ter uma distribuição plana (homogênea) na microestrutura, como mostrado na Figura 3.3.
Figura 3.3. Esquema do arranjo plano de discordâncias homogeneamente distribuídas em grão encruado.
Por outro lado, metais com alta EDE apresentam discordâncias dissociadas em parciais próximas umas das outras, facilitando o escorregamento com desvio e escalada. Isso implica em discordâncias com
alta mobilidade, que tendem a se localizar em planos cristalinos de baixos índices de Miller, assim como aniquilar-se com discordâncias vizinhas de sinal oposto. Devido a esses fatores, metais com alta EDE tendem a apresentar uma distribuição heterogênea de discordâncias como mostrado na Figura 3.4, que mostra esquematicamente um grão com células de deformação (ou células de discordâncias) no seu interior.
Figura 3.4. Esquema do arranjo em células de discordâncias heterogeneamente distribuídas em grão encruado.
Para um dado grau de deformação, um metal de alta EDE apresenta menor densidade de discordâncias móveis que um metal em que essa energia é baixa. A explicação para isto é que, como já mencionado, em metais de alta EDE, as discordâncias têm maior mobilidade e a ocorrência de aniquilação e rearranjo de discordâncias são mais freqüentes. Fazendo-se um paralelo com a teoria cinética dos gases, pode-se afirmar que em metais de alta EDE, as discordâncias têm um livre caminho médio maior do que em metais de baixa EDE. Em outras palavras, elas migram distâncias maiores antes de se tornarem imóveis. Na Tabela 3.2 são apresentados os valores de EDE para alguns metais.
Tabela 3.2. Valores de EDE e estrutura cristalina de alguns metais [19].
Metal Estrutura Cristalina EDE (mJ/m2)
Ag CFC 16 Cu CFC 41 Al CFC 150 Ti HC 150 Mg HC 100-300 b) Átomos de soluto
A adição de átomos de soluto em um metal puro tende a alterar a EDE, influenciando assim a distribuição das discordâncias geradas pela deformação. A partir de investigações do comportamento de soluções sólidas primárias de ligas baseadas em Cu, Ag e Ni, a conclusão geral foi que a adição de soluto acarreta uma diminuição na EDE, o que influencia o tamanho das células de discordâncias [13]. Por exemplo, quando a matriz é Al, há grande alteração de EDE com a adição de Mg [20]. À medida que se adicionam átomos de soluto em um metal há um gradativo aumento na densidade de discordâncias e da energia armazenada na deformação, assim como a diminuição gradativa do tamanho médio da célula de deformação.
Naturalmente, átomos de soluto também atuam como barreiras ao movimento das discordâncias. Quando um defeito deste tipo se move ao longo de um plano de escorregamento e encontra um átomo de soluto, os campos de tensão (que para a discordância é de cisalhamento) se encontram e estabelece-se uma força de atração entre a região de tensão compressiva da discordância e o átomo de soluto. Se este estiver localizado abaixo do plano de escorregamento (região de tensão trativa) a força será de repulsão. Aparentemente, no presente trabalho o endurecimento por solução sólida não teria relevância, não fosse pelo fato de o Ti CP ser extremamente sensível à presença de impurezas advindas do processo Kroll, no qual o TiCl4 é reduzido
a Ti metálico pelo Mg [21]. Nesse processo, que deve ser realizado totalmente ao abrigo do ar, portanto sob gás inerte, há algumas oportunidades de contaminação, por Fe, C, e principalmente por O, N e H. É possível provar que
o endurecimento por solução sólida associado a defeitos tetragonais, como os causados por átomos intersticiais em estruturas CFC e HC, é dado por:
σ
y= γ G C
1/23.6.
onde γ é uma constante pouco menor que a unidade, C a concentração (at%) do átomo de soluto e G é o módulo de cisalhamento. Segundo Welsch e outros, não há diferenças essenciais entre o mecanismo de endurecimento por átomos intersticiais e átomos substitucionais [22], exceto que no segundo caso o aumento de resistência é muito menor [23].
A influência das impurezas no Ti é de tal modo acentuado, que o metal comercialmente puro é classificado em Graus (Grades, em inglês) de um a quatro. Para os quatro Graus existentes a Figura 3.5 mostra que a relação entre a raiz quadrada da concentração de átomos de soluto e o aumento de tensão de escoamento é linear, como preconiza a equação 3.6
200 400 600 0,8 0,9 1 1,1 1,2 1,3 (O+H+N+C (% p) )1/2 T e n s ã o d e e s c o a m e n to ( M P a ) Grau 1 Grau 2 Grau 3 Grau 4
Figura 3.5. Tensão de escoamento em função da raiz quadrada da soma das impurezas para os quatro Graus de Ti CP [24].
Além disso, da Figura 3.6, pode-se concluir que o Ti Grau 2 exibe um compromisso favorável entre resistência e ductilidade; isso explica por que esse grau de pureza é o mais utilizado pelos investigadores.
0 400 800
Grau 1 Grau 2 Grau 3 Grau 4
T e n s ã o ( M P a ) 0 20 40 (% ) su alongamento σu
Figura 3.6. Limite de resistência e alongamento para os quatro Graus de Ti CP [24].
c) Influência do tamanho de grão inicial
A partir de estudos com Fe possuindo diferentes tamanhos de grão inicial, e submetidas a um mesmo grau de deformação, Keh e Weissman [25] concluíram que as amostras deformadas exibiam diferentes densidades de discordâncias, maior para amostras com menor tamanho de grão inicial. A esse respeito, Conrad e Christ [26] chegaram a uma relação entre deformação (ε), tamanho de grão inicial (d) e densidade de discordâncias (ρ).
n
d
b
k
1
.
.
1ε
ρ
=
3.5 onde k1 e n são constantes dependentes do modo de deformação e b é omódulo do vetor de Burgers. As diferenças entre a densidade de discordâncias em metais deformados tendo tamanhos de grão inicial diferentes são menores para altos graus de deformação do que para pequenos.
d) Temperatura e velocidade de deformação
A energia armazenada na deformação, a densidade e a distribuição das discordâncias são fatores que dependem fortemente da temperatura na qual o metal foi deformado. Temperaturas elevadas favorecem a mobilidade das discordâncias facilitando a aniquilação mútua e diminuindo a energia armazenada na deformação. Reduzindo a temperatura de deformação diminui a mobilidade das discordâncias e é favorecida a formação de células maiores e mais bem definidas.
O efeito de diferentes velocidades de deformação equivale microestruturalmente às mudanças na temperatura; um aumento da velocidade de deformação é equivalente a diminuir a temperatura de deformação [14]. No entanto, é importante ressaltar que as variações de temperatura são muito mais efetivas na modificação da subestrutura de discordâncias que variações na velocidade de deformação [13].
3.2 Tamanho de grão e resistência mecânica
A dependência da tensão de escoamento com o tamanho de grão é descrita pela Lei de Hall-Petch, que considera que a tensão de escoamento é inversamente proporcional à raiz quadrada do tamanho de grão. Esse comportamento pode ser entendido lembrando que o contorno de grão atua como barreira ao movimento das discordâncias.
2 1 y i y
k
d
−+
σ
=
σ
3.6. Onde σy e σi são respectivamente a tensão de escoamento e a de Peierls-Nabarro, ky é uma constante que depende o material e d o tamanho degrão.
Essa equação foi comprovada experimentalmente para um grande número de materiais e numa ampla faixa de tamanhos de grão. No entanto, dados experimentais mostraram que não pode ser estendida a materiais formados por grãos muito pequenos, que se classifiquem como grãos
experimentais de σy versus d-1/2, obtidos por diferentes autores sobre amostras
de Cu e compilados recentemente por Meyer [27].
Figura 3.7. Relação entre limite de escoamento e inverso da raiz quadrada do tamanho de grão, reportada por diferentes autores para amostras de Cu puro com tamanhos de grão decrescentes, indo de micrométricos a nanométricos [27].
Observa-se que a equação de Hall-Petch perde validade abaixo de um valor crítico de tamanho de grão próximo a 25 nm (d-1/2 = 0,2 nm-1/2). Claramente, há necessidade de mais estudos, pois a partir desse valor alguns autores observaram um patamar no limite de escoamento enquanto outros reportaram diminuição. Até o presente, diferentes modelos foram propostos na tentativa de explicar esses desvios da lei de Hall-Petch, alguns baseados na intensificação dos mecanismos de eliminação de discordâncias pelos contornos de grão quando d < 25 nm, mas sem que evidências conclusivas fossem apresentadas. De qualquer modo, o intervalo de tamanhos de grão factíveis pela tecnologia ECA que é a utilizada no presente trabalho, está bem acima do valor crítico de 25 nm.
Por fim, é importante ressaltar que o valor de ky expressa a “eficiência”
da redução do tamanho em termos do aumento da tensão de escoamento. Comparando por exemplo o ky do Al com o do aço baixo carbono, vemos que
deve-se reduzir muito o tamanho de grão do primeiro material para obter um bom aumento na tensão de escoamento, ao passo que para o aço uma pequena redução já resulta em incrementos significativos na resistência mecânica. Isso deve explicar porque há poucos trabalhos de DPS envolvendo aços, enquanto a maioria centra-se sobre Al e suas ligas. O Ti também exibe alto valor de ky, o que tem relação com os resultados obtidos no presente
estudo.
Tabela 3.3. Valores de ky, constante pré exponencialda equação de
Hall-Petch [16].
Material Estrutura cristalina ky(MN/m3/2)
Aço baixo carbono bcc 0,307
Molibdênio bcc 0,583 Zinco hcp 1,768 Magnésio hcp 0,279 Titânio hcp 0,403 Cobre fcc 0,112 Alumínio fcc 0,068
3.3 Recuperação, recristalização e crescimento de grão
Durante o recozimento ou deformação a quente, de um metal, mudanças microestruturais ocorrem de maneira que a energia armazenada durante a deformação seja diminuída. Considera-se deformação a quente aquela onde estão presentes mecanismos de amolecimento, o que de forma geral ocorre para T > 0,2 Tf. A diminuição da energia se dá por mecanismos de rearranjo e
eliminação de defeitos cristalinos. Essas mudanças podem ser divididas em três processos: recuperação, recristalização e crescimento de grão.
A recuperação geralmente envolve uma diminuição na densidade e um rearranjo na estrutura das discordâncias, restaurando apenas parcialmente as propriedades originais já que a estrutura de discordâncias não é totalmente removida. Maior restauração de propriedades ocorre no processo chamado
recristalização, onde novos grãos livres de deformação nucleiam e crescem
dentro da estrutura deformada. Esses novos grãos crescem consumindo os grãos deformados, resultando em uma nova estrutura com baixa densidade de discordâncias. Quando os processos de recuperação e recristalização ocorrem durante a deformação, eles são chamados de recuperação dinâmica e recristalização dinâmica.
Resumindo, a recuperação atua somente sobre a quantidade e a disposição geométrica das discordâncias, enquanto o que caracteriza a recristalização é o movimento dos contornos por todo o volume do material. Ambos os processos são fortemente afetados pela EDE do metal em questão; em metais com alta EDE a recuperação ocorre com grande facilidade, diminuindo a quantidade de defeitos cristalinos (potencial termodinâmico para recristalização) nas regiões ainda não recristalizadas. Por outro lado, em materiais com baixa EDE, dependendo da temperatura de recozimento, a recristalização pode ocorrer antes que aconteça significativa recuperação e formação de sub-grãos.
Mesmo com a recristalização, removendo grande quantidade de discordâncias, o material ainda contém contornos de grão que são termodinamicamente instáveis. Assim, um aquecimento mais longo, ou altas temperaturas de trabalho podem provocar crescimento grão, processo no qual os grãos menores são eliminados pelo crescimento dos grãos grandes; dessa maneira o policristal assume uma configuração de menor energia, simplesmente em resposta a diminuição da área total de contornos [16].
3.4 DPS e grãos ultrafinos.
Processos de DPS podem ser definidos como aqueles capazes de produzir ultra-alta deformação plástica em metais e ligas. Com isso obtêm-se
os chamados materiais nanoestruturados, caracterizados por tamanhos de grão extremamente pequenos, entre dezenas a centenas de nanômetros. Os materiais nanoestruturados são comumente classificados como sub-microcristalinos e nanocristalinos, os primeiros englobando os que exibem diâmetro d abaixo de 1 µm e os segundos referentes a materiais com d próximo ou menor que 100 nm.
Materiais com granulação ultrafina obtidos por DPS têm atraído um interesse crescente dos especialistas em ciência dos materiais [28]. Este interesse não se prende apenas às propriedades físicas e mecânicas inerentes de tais materiais, mas também a algumas vantagens que a DPS apresenta quando comparada com outras técnicas de obtenção de nanomateriais por compactação de amostras como a condensação de vapores metálicos e moagem de alta energia. De fato, os métodos que utilizam DPS superam algumas dificuldades relacionadas à porosidade residual das amostras compactadas, impurezas na moagem de alta energia, além de serem aptos para o processamento de amostras com dimensão suficiente para aplicações tecnológicas.
As principais tecnologias de DPS são ECA e HPT. Esquematicamente, esses processos têm as feições mostradas na Tabela 3.4.
Tabela 3.4. Principais processos de DPS
Nome do processo Representação esquemática
Extrusão em canal angular (ECA) (Segal, 1977)
Torção sob alta pressão (HPT) (Valiev et AL., 1989)
Ambos os métodos, ECA e HPT são capazes de aumentar a deformação equivalente dependendo do número de voltas (HPT), passes (ECA) ou da geometria da matriz de deformação (ECA). O processo HPT consegue atingir tamanhos de grão da ordem de dezenas de nanômetros, entretanto as dimensões finais típicas (disco com 20 mm de diâmetro por 1 mm de espessura) inviabilizam qualquer aplicação tecnológica. Outra característica desta técnica é a ausência de homogeneidade microestrutural causada pela diferente intensidade da deformação cisalhante entre o centro e a periferia da amostra, embora trabalhos recentes indicarem a minimização desse problema [29]. Já na deformação ECA as amostras são suficientemente grandes para aplicações comerciais e tem sido demonstrado que o processamento em escalas ainda maiores é perfeitamente viável [30]. Por fim, o efeito das técnicas DPS no comportamento mecânico de vários materiais já é consenso entre os pesquisadores, e foi tratado em dois artigos de revisão [31, 2] que consistentemente reportam um grande aumento na resistência mecânica. Em todos os casos observados nos artigos citados, o aumento de resistência foi acompanhado de perda de ductilidade. No entanto, existem exceções; Valiev e outros mostraram que aumentando o número de passes ECA ou voltas de HPT, ou seja, aumentando o nível de deformação, foi possível quase recuperar a ductilidade original do Cu comercial, enquanto o limite de resistência a tração aumentou oito vezes [3]. Dessa maneira, pode-se dizer que hoje, um dos principais objetivos da maioria dos pesquisadores em DPS é otimizar a relação resistência-ductilidade.
3.5 Extrusão em canal angular
O processo ECA é um método de deformação mecânica capaz de produzir grãos ultrafinos em materiais metálicos. Tem origem recente, tendo sido iniciado na então União Soviética por Segal e colaboradores e divulgado na literatura internacional a partir de 1997 [31]. É executado em matrizes providas de dois canais com a mesma seção transversal, que se interceptam segundo um ângulo (Φ) normalmente igual a 90°ou 120°, conforme a Figura
3.8. O material, sob forma de tarugo, passa por esses canais e é deformado por cisalhamento simples, que se transfere de uma extremidade à outra da amostra.
a) b)
Figura 3.8. Em (a), Diagrama esquemático da configuração da matriz utilizada no processo de ECA. O sistema de coordenadas XYZ mostrado na figura é o mais comumente utilizado para identificação dos planos da amostra. Em (b), visualização 2-D do canal mostrando o ângulo de distorção γ.
Da figura observa-se que Ψ é o ângulo subentendido pelo arco de curvatura e o ponto de intersecção dos canais, L0 é a largura do canal e o grau de
deformação em cisalhamento (
γ
) é dado pela tangente do ângulo γ. Como a seção transversal da peça se mantém constante durante o processo, este pode ser repetido várias vezes gerando graus de deformação maiores a cada passe [31].A deformação ECA pode ser aplicada a diferentes metais e ligas, tanto a quente quanto a frio e é possível obter-se estruturas e texturas diferentes conforme a variação do plano e/ou direção de cisalhamento, e da magnitude de deformação nesses planos. Essas variações podem ser controladas modificando a rota de processamento e o ângulo Φ. Os principais aspectos do processo ECA relacionados com o presente projeto são discutidos a seguir.
3.5.1 Deformação imposta em ECA
Em cada passagem da amostra através do canal da matriz uma deformação abrupta é imposta sobre o material. A magnitude desta deformação pode ser estimada usando uma abordagem analítica baseada nas variáveis geométricas do canal de extrusão, que é ilustrado esquematicamente na Figura 3.8. Desta forma obtém-se a equação 3.7 que prevê o valor de
γ
em função da geometria do canal, por passe [33]. Nesta abordagem negligenciam os efeitos do atrito entre a amostra e o canal.[
2
cot
(
/2
/2)
(cosec
/2
/2)
]
Φ
+
Ψ
+
Ψ
Φ
+
Ψ
=
γ
3.7.Existem três condições possíveis para o valor de Ψ: (i) o valor mínimo quando Ψ= 0°: (ii) o valor máximo onde Ψ= (π−φ)°, sendo esta a condição para que o canal de extrusão mantenha sua seção transversal constante, e (iii) as condições intermediárias onde 0°< Ψ<(π−φ)°.
Para a condição Ψ = 0° a equação 2.7 se reduz à equação 3.8 e o grau de deformação cisalhante é dado simplesmente por:
=
2
cot
2
φ
γ
3.8.Como a deformação ECA ocorre por cisalhamento simples,
γ
pode ser relacionado, segundo o critério de Von Mises, com a deformação equivalente conforme a equação 3.9.3
γ
ε
eq=
3.9.Finalmente, a deformação equivalente após N passes ECA pode ser expressa na forma geral segundo a equação 3.10
Uma idéia da ordem de grandeza da deformação equivalente em função dos parâmetros geométricos da matriz podem ser obtida analisando o gráfico da Figura 3.9, que apresenta os resultados da equação 3.10 para um passe ECA (N=1) variando φ de 90° até 140° e Ψ° de 0 a 90°.
Figura 3.9. Deformação equivalente para diferentes ângulos Φ e Ψ do canal de deformação [34].
A primeira conclusão obtida a partir Figura 3.9 é que o ângulo de curvatura Ψ tem um efeito menor sobre o grau de deformação final quando comparado com o efeito do ângulo φ. A segunda, que é possível alcançar deformações extremamente altas em um único passe com a diminuição dos ângulos φ e Ψ. Por último, para matrizes convencionais com φ = 90o ou φ = 120o a deformação equivalente por passe é respectivamente ~1 e ~0,67, e estes valores pouco se alteram com Ψ.
Existem várias evidências experimentais que confirmam a equação 2.10 em ECA; em uma delas Y. Wu e outros [35] deformaram amostras de plasticina
com linhas coloridas e verificaram que a deformação resultante na região central da amostra exibia excelente concordância com a equação 2.10. No entanto, regiões que se encontravam nas proximidades da parede do canal apresentavam desvios significativos devido aos efeitos de atrito.
É importante ressaltar que além de determinar o nível de deformação obtido a cada passe, a geometria do canal influencia também na carga necessária para a prensagem e na homogeneidade da deformação no volume das amostras [33], questões que serão discutidos nas seções 3.5.3 e 3.5.4.
3.5.2 Rotas de Processamento
A deformação ECA pode ser conduzida utilizando quatro tipos fundamentais de caminhos de deformação, conhecidos como rotas, os quais por ativar diferentes planos de cisalhamento durante a prensagem levam a diferenças significativas na microestrutura final do material deformado [36]. As quatro principais rotas são representadas esquematicamente na Figura 3.10;
Rota A não há rotação da peça em torno de seu eixo longitudinal entre cada passe;
Rota BC a amostra é girada de 90° no mesmo sentido (horári o ou
anti-horário) entre cada passe;
Rota BA gira-se de 90° em sentidos horário e anti-horário,
alternadamente, entre cada passe;
Figura 3.10. As quatro rotas de deformação possíveis em ECA [37].
Várias combinações destas rotas podem ser feitas, por exemplo, somando as rotas BC e C (alternando rotações de 90° e 180° entre cada
passe), mas evidências experimentais sugerem que combinações mais complexas não melhoraram as propriedades mecânicas dos materiais processados [38].
Os diferentes planos de cisalhamento associados a cada rota são mostrados na Figura 3.11 onde os planos X,Y e Z correspondem aos três planos ortogonais apresentados na Figura 3.8. Os planos de 1 a 4 correspondem aos planos de cisalhamento referentes aos quatro primeiros passes de ECA.
Figura 3.11. Sistemas de escorregamento visualizados nos planos X, Y e Z para passes consecutivos utilizando as rotas A, BA, BC e C [38].
As implicações destes diferentes sistemas de cisalhamento são mostradas na Figura 3.12 que apresenta as distorções macroscópicas em um elemento cúbico com faces X, Y e Z, submetido a até oito passes ECA.
Figura 3.12. Distorções introduzidas em um elemento cúbico quando observado nos planos X,Y e Z para as rotas A, BA,BC e C e
submetidos até oito passes [39].
Da Figura 3.12 é aparente que a forma do elemento cúbico é restaurada a cada dois passes utilizando a rota C e a cada quatro passes utilizando a rota BC, enquanto que para as rotas A e BA as distorções se tornam cada vez
maiores. Além disso, o plano Z não é deformado quando se utilizam (separadamente) as rotas A e C. Os efeitos destas distorções nos materiais processados por ECA podem ser vistos examinando a microestrutura resultante das diferentes rotas. A Figura 3.13 mostra a aparência macroscópica de superfícies que representam os planos X, Y e Z; nesta montagem
observa-se no plano Y que os grãos, que eram inicialmente equiaxiais, são alongados e inclinados; no plano X os grãos se tornaram achatados e no plano Z permaneceram equiaxiais, observações que estão em concordância com as predições teóricas da Figura 3.12.
Figura 3.13. Aparência macroscópica nos planos X,Y e Z, para Al policristalino submetido a um passe ECA [40].
A Figura 3.14 mostra uma representação similar à Figura 3.13, mas agora após dois passes, utilizando: (a) rota A, (b) rota BC e (c) rota C.
Novamente estas observações experimentais estão em concordância com o previsto pela Figura 3.12 para as três rotas. Também é importante notar que o elemento cúbico é restabelecido após dois passes utilizando a rota C.
Figura 3.14. Aparência macroscópica nos planos X,Y e Z para Al policristalino submetido a dois passes ECA utilizando (a) rota A, (b) rota BC e
(c) rota C [40].
A partir dos resultados aqui revistos decidiu-se utilizar a rota BC no
processo de deformação ECA de Ti que será apresentado na seção 4.3. A escolha foi motivada devido à possibilidade de se atingir uma maior homogeneidade de deformação (ver adiante, item 3.5.3.) com esta rota, e facilitar a comparação com outros resultados devido à grande quantidade de trabalhos que a utilizam.
3.5.3 Homogeneidade da deformação ECA
A homogeneidade da deformação é tema de grande importância na tecnologia ECA. É bem conhecido que a deformação acumulada controla o desenvolvimento dos grãos ou sub-grãos, o tamanho do grão final e a resistência mecânica do material deformado. Assim, deformação heterogeneamente distribuída no volume da amostra é prejudicial à uniformidade microestrutural e consequentemente às propriedades mecânicas, além de implicar perdas de material [41].
A esse respeito, utilizando análise computacional um trabalho de Kim e Namkung [42] avaliou o efeito das quatro diferentes rotas de processamento sobre a homogeneidade da deformação para uma matriz com Φ = 90°. O resultado obtido com a rota BC está na Figura 2.11, que mostra linhas de
