2 Revisão Bibliográfica
2.1 Aços utilizados na Indústria Automotiva
Os aços automotivos podem ser classificados de três formas diferentes: 1) por denominação metalúrgica; 2) pela resistência do aço e 3) por outras propriedades mecânicas. As denominações metalúrgicas usuais incluem:
• Aços de baixa resistência: Livre de Intersticiais e aço-carbono;
• Aços convencionais de alta resistência (High Strength Steel - HSS): C-Mn, Livre de Intersticiais de alta resistência e HSLA;
• Aços avançados de alta resistência (Advanced High Strength Steel –
AHSS): Dual Phase, Ferrítico-Bainíticos, Complex Phase, martensíticos e de
Plasticidade Induzida por Transformação (Transformation-Induced Plasticity -
TRIP).
Uma segunda classificação é pela resistência do aço. Por isso, muitos autores usam os termos HSS e AHSS para denominar todos os aços de alta resistência. Contrariamente, outras usam limites definidos para classificar diferentes níveis de resistência. Um sistema define os aços convencionais de alta resistência (HSS) como os que possuem limite de escoamento entre 210 e 550 MPa e limite de resistência entre 270 e 700 MPa, enquanto os aços avançados de alta resistência (AHSS) possuem limite de escoamento maior que 550 MPa e limite de resistência maior que 700 MPa.1
A terceira classificação é feita por outras propriedades mecânicas, como alongamento total, expoente de encruamento (n) e outros. Como exemplo, a Figura 1 compara o alongamento total, que é uma propriedade relacionada com a conformabilidade, para os diferentes tipos de aços. Os aços de baixa resistência
são mostrados em cinza escuro, os HSS são mostrados em cinza claro e alguns AHSS em cores.
Figura 1 – Gráfico esquemático comparando os aços AHSS, HSS e de baixa resistência.1
Nas duas últimas décadas, as organizações regulamentadoras de veículos
automotivos européias e norte americanas vêm emitindo regulamentos com ênfase na redução do peso dos veículos a fim de reduzir o consumo de combustíveis e, portanto, a emissão de gases, contribuindo para a preservação ambiental. Além disso, a preocupação crescente com a segurança do passageiro e requisitos de resistência ao impacto fazem parte de um novo projeto de veículo a ser desenvolvido nos próximos anos.2,3
O desafio a ser enfrentado para otimizar o peso da estrutura do veículo é o desenvolvimento de aços com elevada resistência mecânica sem comprometimento de sua conformabilidade. Portanto, uma das soluções encontradas foi o desenvolvimento de uma nova geração de aços de alta resistência, os chamados aços avançados de alta resistência (AHSS).
Os AHSS são uma classe de aços que oferecem uma relação resistência – conformabilidade superior, sem afetar a ductilidade e o aumento da absorção de energia, melhorando a resistência ao impacto.4 Dentre esta classe de aços, destacam-se os aços multifásicos como, por exemplo, Dual Phase e os assistidos
pelo efeito TRIP, os quais são empregados como componentes estruturais na indústria automotiva.5,6
2.2 Aços Avançados de Alta Resistência (AHSS)
Nesta seção, os aços avançados de alta resistência mencionados acima serão descritos. O aço TRIP é o material utilizado no presente estudo, portanto sua descrição será mais detalhada do que as dos outros aços.
2.2.1 Aços Dual Phase (DP)
Os aços bifásicos ou comumente conhecidos como “Dual Phase” (DP) tem uma microestrutura composta de uma matriz ferrítica e ilhas de martensita dispersas como segunda fase. As propriedades mecânicas deste grupo de aços são controladas pela fração volumétrica de martensita e o tamanho de grão da ferrita.7
A fase ferrítica é geralmente contínua, conferindo excelente ductilidade a estes aços. Quando estes aços deformam, a deformação é concentrada na fase ferrítica de menor resistência envolvendo as ilhas de martensita, criando uma taxa de encruamento excepcional. A taxa de encruamento somada a um excelente alongamento confere aos aços DP um limite de resistência à tração maior quando comparado a aços convencionais com limite de elasticidade semelhante.1,8
Os aços DP e outros AHSS também têm efeito de endurecimento por cozimento (bake hardening) que é uma vantagem importante em comparação com aços convencionais. O efeito de endurecimento por cozimento é o aumento do limite de elasticidade resultante de envelhecimento na temperatura de cura dos fornos de cozimento para vitrificação e aumento de resistência da pintura, depois de pré-tensão ou pré-deformação (gerada por encruamento devido à deformação durante estampagem ou outro processo de fabricação).
Os aços DP podem ser produzidos de duas formas:
• Em produtos laminados à quente, pelo resfriamento controlado da fase austenítica;
• Para produtos laminados a frio e continuamente recozidos, a partir do campo bifásico (ferrita + austenita), pela transformação de uma parte da austenita em ferrita antes que um resfriamento rápido transforme a austenita restante em martensita.
2.2.2 Aços Ferrítico-Bainíticos (FB)
Os aços ferrítico-bainíticos são laminados a quente e possuem uma microestrutura refinada de ferrita e bainita como segunda fase. O reforço é obtido por refino de grão e endurecimento da segunda fase. Estes aços são caracterizados por boas propriedades de resistência a fadiga, boa soldabilidade e bom desempenho em termos de impacto.
2.2.3 Aços Complex Phase (CP)
Os aços de fase complexa, referidos na literatura como “Complex Phase”, são caracterizados por uma microestrutura muito fina de matriz ferrítica e uma fração volumétrica alta de fases mais duras, como martensita e bainita, com um reforço adicional de precipitados de nióbio, titânio ou vanádio.
Esta classe de aços é caracterizada por alta capacidade de absorção de energia e de deformação.
2.2.4 Aços Martensíticos
Os aços martensíticos possuem uma microestrutura com praticamente 100% de martensita e pouca quantidade de ferrita e/ou bainita. É adicionado carbono a este aço para aumentar o endurecimento e a resistência. Manganês, silício, cromo, molibdênio, boro, vanádio e níquel também são usados em várias combinações para aumentar o endurecimento.1
2.2.5 Aços TRIP
Em 1967, Zackay et al.9 descreveram que o aumento de resistência e ductilidade de um aço austenítico poderia ser realizado a partir de uma transformação martensítica induzida por uma carga aplicada, ou seja, a partir de uma deformação plástica, a austenita retida se transformaria em martensita. Os autores sugeriram então, que a classe de aços que apresentasse esta característica fosse chamada de “TRansformation Induced Plasticity – TRIP”.
Muitas pesquisas sobre o efeito TRIP foram realizadas nos anos 70, focadas principalmente em aços inoxidáveis austeníticos. Na década de 80, foi sugerido que este efeito poderia ocorrer em aços de baixa liga, desde que houvesse certa quantidade de austenita retida em sua microestrutura.
A partir da década de 90, várias pesquisas verificaram o efeito TRIP a partir da metaestabilidade da austenita retida, em aços multifásicos de baixa liga contendo concentrações mais altas de Si e Mn.10,11,12 Na maioria destes trabalhos a denominação mais utilizada foi “Aços Assistidos pelo Efeito TRIP” –
TRIP-assisted steels ou “Aços TRIP”.
O efeito TRIP é reconhecido como um método útil para o desenvolvimento de novas classes de aços com propriedades de alta resistência e boa conformabilidade. Estas propriedades em aços TRIP e outros multifásicos não são resultado apenas do endurecimento por solução sólida, refino de grão e endurecimento por precipitação, mas também devido à existência de fases duras e macias em diferentes tamanhos de grão. Estas propriedades são controladas pelo ajuste do tipo, tamanho, fração volumétrica e distribuição espacial das diferentes fases, que também possuem uma função importante no mecanismo de fratura destes materiais.13,14,15
Os aços TRIP oferecem ótimas propriedades de resistência e ductilidade devido à sua microestrutura complexa, que associa ferrita pró-eutetóide, bainita e frações significativas de austenita retida, gerada ao final de um esquema de tratamento térmico específico, que será detalhado em seguida. A exploração do efeito TRIP como um mecanismo particular de deformação constitui um dos aspectos chave do processamento destes materiais. O efeito TRIP resulta da transformação martensítica induzida por deformação a partir da austenita metaestável. Esta transformação constitui um mecanismo de endurecimento por deformação que evita a ocorrência de deformações localizadas, aumentando o alongamento uniforme e a taxa de encruamento.
Em particular, a austenita retida desempenha um importante papel no aumento da absorção de energia nestes aços multifásicos. Porém, é necessário que durante a fabricação da chapa ou componente nem toda a austenita retida seja transformada, deixando uma quantidade significativa para a transformação e
conseqüente absorção de energia durante o uso, como no caso do impacto de um automóvel em uma eventual colisão.
2.2.5.1 Processamento
Atualmente, inúmeras rotas de processamento vêm sendo projetadas dependendo do produto final ser laminado (a quente ou a frio) e/ou galvanizado. A produção de aços TRIP laminados a quente ainda é um problema de pesquisa. Até o momento, as pesquisas se concentraram em estudar os efeitos do tratamento térmico após a laminação a frio, de modo a obter uma microestrutura final multifásica contendo fração volumétrica de austenita retida suficiente para garantir o efeito TRIP posterior.12,16
O tratamento térmico após a laminação a frio é constituído de 2 etapas, como mostra a Figura 2. Primeiramente, o aço sofre um recozimento intercrítico na faixa de temperatura entre 780 e 880°C, seguido de um resfriamento controlado, onde a austenita transforma-se primeiramente em ferrita e na etapa subseqüente, de tratamento isotérmico bainítico a 400°C, decompõe-se em bainita. O tratamento térmico é finalizado por um resfriamento ao ar.17
Figura 2 – Tratamento térmico sofrido pelo aço TRIP após laminação a frio.
Como mostrado na Figura 2, a transformação bainítica que ocorre durante o tratamento isotérmico é incompleta, por isso, a austenita é retida na microestrutura final. Portanto, a microestrutura deste aço após o tratamento térmico é constituída de bainita e austenita retida dispersas em matriz ferrítica, como mostra a Figura 3. A porcentagem de ferrita é determinada principalmente durante a laminação e o
recozimento intercrítico, já as quantidades de austenita retida e bainita dependem da cinética da transformação bainítica do processo térmico ou termomecânico realizado e da estabilidade da austenita retida. A escolha do tempo de reação bainítica depende da combinação de muitos fatores como, por exemplo, a composição química, a temperatura de tratamento utilizada e o tamanho de grão da austenita de partida.
Figura 3 – Microestrutura do aço TRIP 800 a ser estudado. Ataque: Nital 1%.
Durante o resfriamento controlado até a temperatura ambiente, a austenita pode se transformar espontaneamente em martensita caso não seja suficientemente enriquecida em carbono, sem necessidade de deformação.
A contribuição de cada microconstituinte ainda não é totalmente clara no comportamento mecânico desses aços, por isso recentemente, tem sido enfocada a contribuição de cada fase e a influência do tratamento termomecânico na intenção de otimizar suas propriedades mecânicas sem comprometimento de sua conformabilidade.18
2.2.5.2 Elementos de liga
Os elementos de liga são adicionados aos aços TRIP pelos seguintes motivos:
• otimizar a fração de austenita retida;
• evitar a precipitação de cementita;
• aumentar a temperabilidade para evitar a formação de perlita.19
Uma composição da liga apropriada consiste em um conteúdo de carbono suficientemente alto (0.1–0.2 % em peso) e pequenas adições de Si, Al e Mn (na faixa de 0–2 % em peso cada). Pequena quantidade de fósforo (100 ppm) também pode ser adicionada.20
Carbono
O carbono é o principal elemento de liga pelo qual todas as transformações de fase são afetadas e por meio do qual a microestrutura final e as propriedades mecânicas são controladas. A concentração de carbono é o fator de maior importância na estabilidade da austenita, pois este torna possível a presença de austenita retida na temperatura ambiente.
A estabilidade da austenita retida pode ser determinada principalmente pelo tamanho de grão da austenita prévia e pela composição, especialmente pelo teor de carbono.3,21,22,23 Para baixos teores de carbono, a austenita retida começa a se transformar quase imediatamente após a deformação. Para altos teores de carbono, a austenita retida é mais estável e começa a se transformar apenas a níveis de deformação acima dos níveis usuais de conformação. Nestes teores de carbono, a austenita retida persiste até o final do processamento térmico e no futuro, mediante deformação plástica, a austenita retida transforma-se em martensita.
A demanda por aços TRIP de maior resistência (800 – 1200 MPa) para aplicações na indústria automotiva pode ser alcançada aumentando o teor de carbono para 0,4%, porém altos teores deste elemento implicam sérios problemas na soldabilidade por processos de fusão. Portanto, uma alternativa seria a adição de elementos de liga como Ti, Nb e V, por exemplo.24
Manganês
O manganês é adicionado porque além de aumentar a resistência do material através do endurecimento por solução sólida, é um elemento estabilizador de austenita que diminui a temperatura de início de transformação AR3 e aumenta a
solubilidade do carbono na austenita, possibilitando o enriquecimento em carbono
desta fase. Além disso, deve-se considerar o efeito inibidor do Mn na formação da ferrita durante o resfriamento, uma vez que este minimiza um possível enriquecimento de carbono desta fase.
O Mn também diminui a temperatura na qual a cementita começa a precipitar e retarda a formação de perlita.
Silício
Assim como o Mn, o silício também aumenta a resistência do material através do endurecimento por solução sólida. Além disso, o Si é um elemento pouco solúvel na cementita, retardando ou prevenindo completamente a precipitação desta durante a formação da bainita.
Entretanto, o Si é um elemento que pode ser oxidado durante o recozimento, comprometendo a qualidade superficial de produtos planos laminados a quente e a qualidade do revestimento do aço laminado a frio. Para resolver este problema, alguns pesquisadores começaram a utilizar aços TRIP que substituíssem parcialmente o Si pelo alumínio, que se comporta de maneira similar ao Si retardando a formação de cementita.4,25
Alumínio
O alumínio pode substituir o Si por ter o efeito de retardar a formação da cementita, porém apresenta este efeito mais fraco quando comparado ao Si. Além disso, o Al aumenta a cinética de formação da bainita, resultando em aumento de ductilidade. Porém, pode-se mencionar como desvantagem do uso do Al o aumento acentuado da temperatura Ms e a capacidade de endurecimento por
solução sólida que é significantemente menor que a do Si. Esta pode ser compensada pela adição de fósforo.
Fósforo
O fósforo é usado quando a adição de Al e Si precisam ser limitadas. Baixas concentrações do elemento (< 0,1%) são suficientes para inibir a formação de cementita e aumentar a resistência do material, pois se trata de um elemento com alta capacidade de endurecimento por solução sólida.
Nióbio
O nióbio atua como refinador de grão por ser um elemento fortemente formador de carbonetos. Por outro lado, a presença do Nb em solução sólida pode favorecer o enriquecimento de carbono da austenita remanescente, contribuindo com a estabilidade da mesma. Isso leva a uma maior conformabilidade, devido ao aumento do efeito TRIP associado à austenita remanescente.26,27
Cobre
Assim como o Si, o cobre aumenta a resistência do material por endurecimento por solução solida e endurecimento por precipitação. Sendo um estabilizador de austenita, este elemento ajuda a reter austenita. Assim, pode-se pensar em substituir Si por Cu por dois motivos: retenção de austenita e aumento de resistência. Além disso, o cobre também retarda a precipitação de cementita e aumenta a resistência à corrosão.
2.3 Soldagem por fricção e mistura mecânica
A dificuldade de executar soldas de alta resistência, resistentes a fadiga e fratura, em ligas de alumínio para a indústria aeroespacial, tais como as séries 2XXX e 7XXX hiperligadas, inibiu por muito tempo a utilização ampla de soldagem para união de estruturas aeroespaciais. Estas ligas de alumínio são geralmente classificadas como não-soldáveis devido a microestrutura de solidificação deficiente, a porosidade na zona de fusão e o superenvelhecimento na zona termicamente afetada. Além disto, a perda em termos de propriedades mecânicas é muito significativa em comparação com o metal de base. Estes fatores desestimulam a união destas ligas por processos de soldagem convencionais. Algumas ligas de alumínio podem ser soldadas por resistência, mas o preparo da superfície é dispendioso, constituindo o óxido na superfície um problema sério.
A soldagem por fricção e mistura mecânica, conhecida na literatura por
Friction Stir Welding (FSW) foi inventada e patenteada em 1991 pelo The Welding Institute (TWI) na Inglaterra como uma técnica de soldagem no estado
sólido e foi inicialmente aplicada às ligas de alumínio.28
O processo consiste em uma ferramenta giratória não-consumível com pino e ombro especialmente projetados que são inseridos entre as chapas, que serão unidas em configuração de junta de topo, avançando transversalmente ao longo da linha da junta. A Figura 4 ilustra o processo descrito.
Figura 4 – Ilustração esquemática do processo FSW. Adaptada de 28
O processo FSW envolve deformação plástica e movimentação do material complexa. Os parâmetros de soldagem, a geometria da ferramenta e a configuração da junta exercem um efeito significante no modelo do fluxo de material e na distribuição de temperatura, e conseqüentemente, influencia a evolução microestrutural do material.
A geometria da ferramenta é o aspecto que mais influencia no desenvolvimento do processo. Desempenha um papel importante no fluxo de material e resulta no controle da taxa de movimentação lateral, na qual o FSW pode ser executado.
A ferramenta exerce duas funções fundamentais: (a) aquecimento localizado, e (b) movimento do material para produzir a união. O aquecimento resulta inicialmente do atrito entre o pino e a peça a soldar na etapa inicial de penetração da ferramenta. Um aquecimento adicional é gerado da deformação do material. A ferramenta penetra na peça até que o ombro toque-a. O atrito entre o ombro e a peça resulta na maior componente de aquecimento. No aspecto térmico, o tamanho relativo ao ombro e pino é muito importante. O ombro também
estabelece um confinamento para o volume de material aquecido. Geralmente usa-se um ombro côncavo e um pino cilíndrico rosqueado.
A segunda função da ferramenta é misturar e movimentar o material. O aquecimento localizado amolece o material ao redor do pino e a combinação da rotação e translação da ferramenta conduz o movimento do material da frente do pino para trás e de trás para frente, como mostra a Figura 5. Como resultado deste processo a junção é produzida no estado sólido.
Durante o processo, o material sofre deformação plástica intensa a temperaturas elevadas, resultando na geração de grãos equiaxiais recristalizados e refinados. A microestrutura refinada deste processo de soldagem produz boas propriedades mecânicas.
Figura 5 – Fluxo de material no processo FSW.
FSW é um processo de soldagem no estado sólido que tem algumas vantagens sobre os processos convencionais de soldagem por fusão. O FSW consome consideravelmente menos energia e não utiliza gás de proteção, fazendo com que o processo seja “ambientalmente correto”. A junção não envolve nenhum metal de adição e por isso, qualquer liga de alumínio pode ser unida sem a preocupação da compatibilidade de composição, o que é um problema nos processos de soldagem por fusão. Quando desejado, ligas de alumínio dissimilares e compósitos podem ser unidos com a mesma facilidade. A energia gerada durante o processo de junção não é suficiente para fundir o material que está sendo unido, assim, a zona termicamente afetada (ZTA) no processo por atrito atinge menores temperaturas máximas e tende a ter propriedades melhores do que a mesma zona nos processos de soldagem por fusão. Outra vantagem é que há um refino de grão no ponto de solda comparado com a microestrutura fundida que se forma nos processos convencionais.29 Alguns benefícios relevantes do FSW em relação à solda por resistência são resumidos e apresentados na Tabela 1.
Tabela 1 – Benefícios relevantes do processo FSW em comparação com os processos convencionais.28
Benefícios Metalúrgicos Benefícios Ambientais Excelentes propriedades
metalúrgicas na área da junta.
Não requer gás de proteção .
Microestrutura refinada. Baixa emissão de ruídos. Boa estabilidade dimensional e
repetibilidade.
Economia de materiais consumíveis.
Não emite luz e fumos.
O rápido desenvolvimento do processo FSW em ligas de alumínio e sua implementação bem sucedida em aplicações comerciais motivou a aplicação do processo em outros materiais não-ferrosos (Mg, Cu, Ti, bem como seus compósitos), aços e até mesmo termoplásticos. Além disso, FSW de ligas ou metais diferentes atrai o interesse dos pesquisadores devido à importância potencial na engenharia e os problemas associados com a soldagem convencional. Entretanto, um possível obstáculo para o sucesso comercial do FSW em materiais de alta temperatura como o titânio e o aço é na identificação e/ou desenvolvimento de materiais apropriados para a ferramenta e vantagens sobre os métodos convencionais de soldagem.
2.3.1 Soldagem por fricção e mistura mecânica em aços
Embora o maior desenvolvimento do processo tenha sido com ligas de alumínio, há um interesse considerável em estender a tecnologia para outros materiais, como aços, por exemplo.28,30
As pesquisas de viabilidade do processo FSW em aços têm demonstrado perspectivas promissoras para a aplicação do processo para junção de várias classes de aços. Além de esforços para otimizar os parâmetros do processo e entender a evolução microestrutural durante o processo FSW, um problema crítico é identificar o material mais conveniente para a ferramenta. Uma exigência essencial para o FSW é manter um diferencial adequado entre a dureza e as propriedades a temperaturas elevadas da ferramenta e do material a ser trabalhado. Como os aços possuem elevadas dureza e propriedades mecânicas mesmo a
temperaturas muito altas, é importante selecionar materiais para ferramenta com boa resistência a abrasão e tenacidade a temperaturas superiores a 1000 ºC.
Os materiais mais utilizados na soldagem por de FSW de aços são as ligas de tungstênio31, ligas de molibdênio e o nitreto de boro cúbico PCBN (Polycrystalline Cubic Boron Nitride). O PCBN é um material resistente ao desgaste e super abrasivo, usado principalmente na soldagem por fricção de aços de alta resistência, como os aços alta resistência baixa liga (ARBL)32 e AHSS.
Lienert e Gould30 e Lienert et al.33 relataram que a maioria das ferramentas desgastaram durante o período inicial de penetração, no início de cada solda. Além disso, Thomas et al.34 sugeriram que o pré-aquecimento das peças a soldar pode ser benéfico para aumentar a velocidade de soldagem e minimizar o desgaste da ferramenta.
Em 1999, Thomas et al.34 publicaram o primeiro trabalho sobre FSW em aços na literatura aberta. O trabalho versa sobre a viabilidade da soldagem de aços baixo carbono, liga de aço contendo 12% de cromo e combinações de aços dissimilares (aço 12% cromo – aço carbono) pelo processo FSW. Estas soldas dissimilares foram usadas para indicar características do fluxo de material associado com o processo. O trabalho também descreve vantagens e limitações do processo e conclui que é necessário o desenvolvimento do processo, mas que este já se mostrou viável.
Konkol et al.31 desenvolveram parâmetros preliminares para a soldagem de aços alta resistência baixa liga do tipo ARBL-65 pelo processo FSW utilizando ferramenta de tungstênio, que foi publicado em 2001. Os aços ARBL-65 estão sendo considerados pela marinha americana uma boa aplicação estrutural para embarcações. Em 2003, publicaram outro trabalho 32 caracterizando este mesmo aço quando soldado pelo processo FSW, mas desta vez utilizaram a ferramenta de PCBN devido ao desgaste ocorrido na ferramenta de tungstênio utilizado no trabalho anterior. Os resultados mostraram que o processo é viável para unir uma variedade de aços de aplicação estrutural.
No mesmo ano, Lienert et al. 33 fizeram um estudo de viabilidade do FSW utilizando aço doce. Para este estudo foram utilizadas ferramentas feitas com ligas
a base de molibdênio e tungstênio, que desgastaram provavelmente durante o estágio de penetração da ferramenta. Porém, o processo se mostrou viável para o material utilizado. Ainda em 2003, Reynolds et al.35 estudaram a soldagem por FSW em aços DH36 utilizando ferramenta de tungstênio.
Desde então muitos outros artigos tem sido publicados sobre este processo, inclusive para aços inoxidáveis.
2.4 Soldagem a ponto
Atualmente, a indústria automotiva tem um grande interesse na aplicação de aços AHSS resultando no aumento da demanda de processos de soldagem a ponto.36 A soldagem por resistência elétrica (conhecido na literatura de língua inglesa por Resistance Spot Welding – RSW) é o processo de soldagem mais usado atualmente na indústria automotiva.37 Entretanto, o principal problema deste processo é a taxa de resfriamento extremamente alta, que provoca a formação de martensita no ponto da solda, resultando em uma fratura frágil.38 Outro problema na soldagem de aços AHSS galvanizados pelo processo de RSW é o curto tempo de vida útil do eletrodo, devido à reação química entre o eletrodo de cobre e o recobrimento de zinco.
Todavia, o sucesso do processo de FSSW em algumas ligas de alumínio, como a primeira aplicação do processo utilizando liga de alumínio em um carro de produção em massa, o RX-8 modelo 2003 da Mazda,39 motivou a pesquisa dessa tecnologia para aços AHSS.40
2.5 Soldagem a ponto por fricção e mistura mecânica
Soldagem a ponto por fricção e mistura mecânica, conhecida na literatura de língua inglesa como “Friction Stir Spot Welding” (FSSW), é uma nova variante do processo FSW capaz de ser aplicada nas indústrias automotiva e aeroespaciais. É um processo no estado sólido que vem sendo estudado pela indústria automotiva com a tendência de ser econômico para ligas estruturais de baixo peso, como o alumínio.41
Os processos FSSW podem ser classificados em duas categorias distintas. A primeira categoria foi patenteada pela Mazda42 e nomeada de “Spot Friction
Welding” (SFW), mas é freqüentemente denominada por FSSW. A segunda
categoria foi nomeada de “Friction Spot Welding” (FSpW) e patenteada pelo Instituto Alemão GKSS.43 A diferença básica entre as duas categorias é a ferramenta utilizada na junção das chapas que deixa o furo característico ou preenche-o, respectivamente.
No processo SFW, denominado neste documento como FSSW, a ferramenta é uma peça única que consiste de um pino e um ombro, similar à ferramenta utilizada no processo FSW. O processo FSSW consiste em três etapas, como mostra a Figura 6: Penetração, mistura e retração.
Figura 6 – As etapas do processo FSSW.44
Durante a etapa de penetração, a ferramenta giratória penetra nas chapas a serem soldadas até que o ombro atinja a superfície de topo da chapa superior e a profundidade de penetração especificada seja alcançada. Na segunda etapa, a rotação do ombro e do pino da ferramenta deforma o material plasticamente. Finalmente, a terceira etapa consiste na retração da ferramenta, que deixa o furo característico no meio da junta, como mostra a Figura 7.
Penetração Mistura Retração
Figura 7 – O furo característico deixado pela retração da ferramenta.
O aquecimento gerado pelo atrito na interface da ferramenta e da peça a soldar e a mistura do material plastificado na peça lideram o desenvolvimento da solda. O processo é muito rápido e o ciclo da solda pode ser concluído dentro de poucos segundos.45
É reportado na literatura que o fluxo de material no processo comporta-se como é mostrado na Figura 8.
Figura 8 – Fluxo de Material FSSW.42
Gendo et al.46 estudaram a viabilidade do emprego do processo FSSW utilizando materiais dissimilares, no caso alumínio e aço. A caracterização microestrutural da interface aço/Al mostrou que o zinco presente no recobrimento do aço foi incorporado ao ponto de costura e foram encontrados alguns óxidos Al-Zn nesta interface. Este resultado sugere que fases intermetálicas podem ter sido formadas em camadas descontínuas, obtendo uma boa resistência da junta.
O FSpW, é um processo de preenchimento do furo devido a ferramenta utilizada, que consiste em três partes: pino, ombro (em verde na Figura 9) e
braçadeira (em vermelho na mesma figura). Apesar de terem a mesma velocidade angular, o pino e o ombro têm movimentos independentes. Por isso, o processo FSSW é considerado mais rápido que o processo FSpW.
O processo FSpW tem duas variantes: a penetração do pino e a penetração do ombro. Inicialmente, as duas chapas que serão soldadas são fixadas para restringir as deformações causadas pelo processo de soldagem.
Na Figura 9 são mostradas as quatro etapas do processo com a variante de penetração independente do pino.47 Na primeira etapa (a), o pino e o ombro giram com a mesma velocidade angular e com a mesma taxa de penetração. Durante a segunda etapa (b), o pino penetra nas chapas até que a profundidade de penetração especificada seja atingida e desloca o material para a lacuna entre o ombro, a braçadeira e as chapas. Durante a terceira etapa (c), o pino retrai enquanto o ombro desce na direção das chapas empurrando o material da lacuna de volta para a chapa. Finalmente, na quarta etapa (d), quando o pino e o ombro alcançam juntos a superfície da chapa, o pino, o ombro e a braçadeira são retraídos de volta.
Figura 9 – Etapas do processo FSpW com a variante de penetração do pino.47
Na Figura 10 são mostradas as quatro etapas do processo com a variante de penetração do ombro, que é muito similar à variante de penetração do pino.
Ombro
Braçadeira
Figura 10 – Etapas do processo FSpW com a variante de penetração do ombro.47
Até a presente data, a maioria das pesquisas sobre o processo FSSW foi realizada em ligas de alumínio. Apesar dos problemas de soldabilidade do alumínio pelos processos convencionais, estas ligas são relativamente fáceis de soldar por FSSW devido à facilidade de deformação a baixas temperaturas (< 550ºC).48
2.5.1 Soldagem a ponto por fricção e mistura mecânica em aços AHSS
Em 2005, Feng et al.48 publicaram um estudo de viabilidade do processo em aços da classe AHSS, DP600 e martensíticos (M190), utilizando ferramenta de PCBN.
Em 2006, Kyffin et al.49 avaliaram o desempenho em relação à resistência ao desgaste de alguns materiais para fabricação da ferramenta, como PCBN, nitreto de silício (Si3N4), carbeto de silício (SiC) e tungstênio rênio (W-Re) em FSSW de
aços DP800. O desempenho da ferramenta de SiC foi insatisfatório, ocorrendo falha catastrófica após o primeiro ponto de solda. A resistência ao desgaste dos
pinos utilizando estes materiais seguiu a seguinte hierarquia: PCBN > W-Re > Si3N4> SiC.
Ainda no mesmo ano, Kyffin et al.50 compararam o efeito de parâmetros principais do processo FSSW como a velocidade de rotação da ferramenta e o tempo de espera em soldas utilizando a ferramenta de Si3N4 com aços DP800.
A viabilidade da junção de aços de alta resistência usando FSSW está sendo estudada, porém, o desempenho de juntas soldadas ainda é desconhecido devido à falta de normas para o processo recém inventado. A utilização crescente de aços da classe AHSS no projeto de automóveis vem enfatizando a necessidade de se verificar de que maneira a união mediante FSSW admite comparação direta com o processo convencional, por resistência elétrica.37
No entanto, como explicado anteriormente, a soldagem por resistência elétrica apresenta muitos problemas, como por exemplo, taxa de resfriamento extremamente alta, curto tempo de vida útil do eletrodo – devido à reação química entre o eletrodo de cobre e o recobrimento de zinco.51
Além dos recentes estudos do processo em alguns aços AHSS, como DP e M190, em 2007, Hovanski et al.40 avaliaram o processo para aços AHSS mais problemáticos, como os aços martensíticos ao boro estampados a quente
(“hot-stamped boron steel” -HSBS).
