UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS
Faculdade de Engenharia Mecânica
VALTER DE SOUZA FILHO
Mecanismos de Endurecimento e Amaciamento
na Laminação Transversal com Cunha de Duas
Ligas de Magnésio
Mecanismos de Endurecimento e Amaciamento
na Laminação Transversal com Cunha de Duas
Ligas de Magnésio
Tese de Doutorado apresentada à Faculdade de Engenharia Mecânica da Universidade Estadual de Campinas como parte dos requisitos exigidos para a obtenção do título de Doutor em Engenharia Mecânica, na área de Materiais e Processos de Fabricação.
Orientador: Prof. Dr. Sergio Tonini Button
SERGIO TONINI BUTTON
Campinas 2019
ESTE EXEMPLAR CORRESPONDE À VERSÃO FINAL DA TESE DEFENDIDA PELO ALUNO VALTER DE SOUZA FILHO, E ORIENTADA PELO PROF. DR. SERGIO TONINI BUTTON
COMISSÃO DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA DE MANUFATURA E DE MATERIAIS
TESE DE DOUTORADO
Mecanismos de Endurecimento e Amaciamento
na Laminação Transversal com Cunha de Duas
Ligas de Magnésio
Orientador: Prof. Dr. Sergio Tonini Button
A Banca Examinadora composta pelos membros abaixo aprovou esta Tese: Prof. Dr. Sergio Tonini Button, Presidente
DEMM/FEM/UNICAMP
Prof. Dr. Carlos Triveño Rios CECS/UFABC
Prof. Dr. Éder Sócrates Najar Lopes DEMM/FEM/UNICAMP
Prof. Dr. Mário Luiz Nunes da Silva IFSP
Prof. Dr. Rubens Caram Junior DEMM/FEM/UNICAMP
A Ata da defesa com as respectivas assinaturas dos membros encontra-se no processo de vida acadêmica do aluno.
Dedicatória
Dedico este trabalho à minha querida esposa Simone Pozati, que me incentivou e apoiou desde do início, sempre com muita compreensão, paciência e ajuda em todos os momentos.
Agradecimentos
Este trabalho não poderia ser terminado sem a ajuda de diversas pessoas as quais presto minha homenagem:
Ao Prof. Dr. Sérgio Tonini Button, meu orientador, pela acolhida na UNICAMP, convivência, elaboração dessa tese e condução do processo de aprendizagem.
À Faculdade de Engenharia Mecânica (FEM) UNICAMP, pela acolhida e oportunidade de aperfeiçoamento profissional.
Aos professores do Departamento de Engenharia de Manufatura e de Materiais (DEMM-FEM-UNICAMP), pela convivência, formação e disponibilidade a qualquer tempo.
Ao Laboratório de Metalurgia Física e Solidificação (LabMet) do DEMM-FEM-UNICAMP, coordenado pelo Prof. Rubens Caram, pela disponibilidade no uso dos equipamentos de análise.
Ao Leonardo Fanton, Marcia de Oliveira Taipina e Eduardo Bertoni da Fonseca pela oportunidade e ajuda na realização de ensaios, que contribuíram para o enriquecimento deste trabalho.
Agradeço ao CNPEM, principalmente aos colegas Victor Ferrinho Pereira e Thaís Cristina Alonso pela ajuda nos ensaios.
Agradeço ao CNPq pela bolsa de estudos, processo n° 154237/2014-0 e à FAPESP pelo auxílio financeiro ao projeto de pesquisa.
Resumo
As ligas de magnésio têm sido largamente utilizadas nas indústrias automotivas, aeroespacial, e eletrônica devido à combinação de propriedades como baixa densidade, alta resistência e rigidez específica, pela capacidade de amortecimento de vibrações e ruídos, pela blindagem eletromagnética, pela excelente usinabilidade e boa fusão, apesar dessas características vantajosas, a conformabilidade dessas ligas é limitada pela estrutura cristalográfica hexagonal compacta e pela preferência pelo deslizamento basal. Para aumentar a conformabilidade dessas ligas, diversas pesquisas têm sido desenvolvidas objetivando o refinamento dos grãos cristalinos. A maioria dos processos utilizados nesses estudos atuam com deformação plástica severa em diversos passes sequenciais desde a temperatura ambiente até temperaturas que configuram a conformação a quente. Como a maioria desses processos são impraticáveis industrialmente, propõe-se neste estudo a utilização de um único passe de conformação pela laminação transversal com cunha a quente. Em estudos anteriores com outras ligas metálicas observou-se que esse processo apresenta um ótimo refinamento da microestrutura comparável e em alguns casos superior ao refinamento obtido em outros processos que empregam deformação severa. Entretanto, esse processo leva à formação de uma falha central, observada em todas as amostras obtidas, causada pelo efeito Mannesmann que deve ser evitado pela escolha adequada dos parâmetros de processamento. O refinamento de 1 a 20 m foi obtido pela laminação transversal com cunha nas ligas de magnésio AM60B e AZ91B, que foi causado pelo mecanismo de maclação e recristalização dinâmica em um único passe. Também observou-se o aumento da dureza e da conformabilidade, pois os mapas de processamento obtidos até a deformação verdadeira igual a 1 mostram regiões de domínio seguro.
Palavras Chave:
Magnesium alloys have been widely used in the automotive, aerospace, and electronics industries due to the combination of good properties like low density, high strength and specific stiffness, vibration and noise damping ability, electromagnetic shielding, excellent machinability and good cast, although these advantageous features, hot formability of these alloys is limited by the compact hexagonal crystallographic structure and the preference for the basal slip system. Aiming to increase the formability of these alloys, several researches have been developed for the refinement of the grain structure .Most of the processes used in such studies work with severe plastic deformation in many successive passes from ambient to hot working temperatures, making many of these processes industrially impracticable, so the proposal of this work is to apply one single forming pass by hot cross wedge rolling (CWR). Previous works showed that CWR products present good grain refinement, comparable and, in some cases, larger than the refinement obtained in the severe plastic deformation processes used in other studies. However, CWR products present a central defect, observed im all samples of this work, caused by the Mannesmann effect, which must be avoided by the proper choice of the processing parameters. The grain refinement to 1 to 20 m was achieved by the CWR in the AM60B and AZ91B magnesium alloys, which was caused with one single pass by dynamic twinning and recrystallization. It was also observed an increase in hardness, and workability since the processing maps obtained for the true strain of 1 show safe domain regions.
Keywords:
1. Comparação das propriedades do magnésio e suas ligas em relação a outros materiais
29
2. Comparação de resistência trativa máxima entre as ligas de magnésio 30
3. Tipos de ferramentas do processo LTC 36
4. Detalhes de um par de ferramentas planas 37
5. Regiões de trabalho de uma ferramenta plana 37
6. Diagrama de estabilidade do processo LTC 39
7. Defeitos do processo LTC 40
8. Efeito Mannesmann a) Teoria da tensão cisalhante b) Teoria da tensão trativa e c) Teoria da tensão abrangente.
43
9. Esquematização de nucleação, crescimento e ruptura de vazios 45 10. Comparação de formato de vazios na área transversal de processo simulado e real em função do formato e quantidade de ferramentas na LTC
46
11. Comportamento de vazios na simulação numérica 46
12. Comportamento de inclusões duras e moles de geometrias circulares, quadráticas
e triangulares 47
13. Processo PACI ou 49
14. Processo TAP 50
15. Processo de deformação por atrito 50
16. Processo por compressão e extrusão cíclicas 51
17. Processo Extrusão e Expansão Cíclicas 51
18. Processo ERR 52
19. Representação do processo FMD 53
20. Sistemas de deslizamento na estrutura HC 55
21. Maclação primária seguida pela maclação dupla e ou de segunda ordem 60 22. Variação do cisalhamento para maclação de acordo com a razão c/a de metais HC 61
inicial b) microestrutura após deformação c) microestrutura após continuidade da deformação
25. Mecanismo de nucleação por formação de colares sucessivos. a) grão original b) primeira etapa no contorno de grão c) segunda etapa ao redor dos grãos
recristalizados estado
estacionário
65
26. Mecanismo de CDRR (CDRX e DDRX) 67
27. Mecanismo de TDRX 68
28. Relação entre a razão c/a de estruturas hexagonais com a texturização de ligas. Polo [0002]: (a) c/a bem próximo do ideal; (b) c/a maior do que o ideal e (c) c/a menor do que o ideal
70
29. Lingotes fundidos das ligas de magnésio 84
30. Fluxograma de ensaios e análises proposto para esta pesquisa 85
31. Espectrômetro de absorção óptica 86
32. Equipamento de calorimetria exploratória diferencial - modelo Netzsch 409 CD 86
33. Microscópio Eletrônico de Varredura 88
34. Durômetro Vickers 89
35. Forno Mufla 89
36. Corpo de prova solubilizado e usinado inserido no tubo de aço 90
37. Laminador transversal com cunha 91
38. Detalhe da inserção de um fio de cobre no tarugo, setas indicam posição longitudinal e transversal
92
39. Máquina universal de tração e compressão MTS modelo 810 94 40. Equipamento Panalytical X`Pert Pro para difração de raio X 94
41. a) CED da liga AM60B b) CED da liga AZ91D 98
42. Diagrama binário Al-Mg 98
43. Microestrutura da liga AM60B, MO 99
44. Microestrutura da liga AZ91D, MO 99
45. Detalhe da fase/precipitados Mg17Al12 da liga AM60, MEV 100
49. Composição química das partículas nas amostras solubilizadas, EDS-MEV 103 50 - Diagrama de estabilidade da LTC adaptado de HAYAMA (1979) com o
processo utilizado neste trabalho 104
51. Condições de processamento e aspecto das peças laminadas com a liga AM60B 105 52. AM60B 250 °C Detalhe da microestrutura da cabeça, MO 106 53. AM60B 250 °C Detalhe da microestrutura próximo à fratura, MO 107
54. AM60B 250°C Região escura da Figura 53, MEV 108
55. Representação da maclação de grãos grosseiros 108
56. AM60B 305°C Microestrutura na região próxima à fratura, MO 109 57. AM60B 350°C Microestrutura na região central - longitudinal, MO 110 58. AM60B 350°C Microestrutura na região central - longitudinal, MO 111 59. AM60B 350°C Microestrutura na região central - transversal, MO 111 60. Condições de processamento e aspecto das peças laminadas com a liga AZ91B 112 61. Microestrutura do corpo laminado - AZ91D 400 °C processo
interrompido, MO 113
62. Detalhe do corpo laminado de AZ91D a 400 °C com falha central, MO 113 63. Ampliação da microestrutura do corpo laminado com AZ91D a 400 °C
processo interrompido, MO 114
64. Detalhe da seção longitudinal de produto com a liga AM60B obtido no LTC 115 65. Detalhe da seção longitudinal de produto com a liga AZ91D obtido no LTC 115 66. Micrografias da seção longitudinal na região central de ambas ligas, MEV 116 67. Micrografias da seção transversal na região central de ambas ligas, MEV 116
68. Detalhe do refinamento de ambas as ligas, MEV 117
69. Intermetálicos na liga AM60B, MEV 117
70. Detalhes da região intermediária de uma amostra da liga AM60D, MO. 118 71. Refino pela segmentação das maclas, na região intermediária próximo
à extremidade, MO 119
72. Refinamento por recristalização dinâmica da região intermediária próximo
à região deformada, MO 120
73. Micrografia da região intermediária próximo à região deformada da liga
AZ91B, MO 121
74. Região da zona deformada de um tarugo obtido num ensaio interrompido
da liga AZ91., MO 121
78. Representação da recristalização dinâmica nos contornos de maclas
segmentadas 125
79. Mecanismo de refinamento da região central: a) Grãos iniciais de 100 a 400 m, b) Início da deformação, c) Alongamento dos grãos e maclação primária, d) Maclação secundária perpendicular à maclação primária, e) Segmentação da maclas, f) Acúmulo de discordâncias nos contornos dos grãos e das maclas, g) Densidade de discordâncias aumenta, formando contornos de subgrãos e pelo curvamento dos contornos nucleiam-se grãos recristalizados, h) Espessamento dos contornos de grãos e maclas com grãos recristalizados, i) Crescimento da estrutura de colar de grão recristalizados até se consumir toda a matriz, ocasionando o refinamento acentuado. 126
80. Difração de raio X AM60B 128
81. Difração de raio X AZ91D 129
82. Padronização das direções para a análise da textura 130
83. Figuras de polo da amostra AM60B solubilizada 130
84. Figuras de polo da amostra AZ91D solubilizada 130
85. Figuras de polo da região central da liga AM60B laminada 131 86. Figuras de polo da região central da liga AZ91 laminada 131 87 - Figuras de polos invertidos da liga AM60 laminada 133 88 - Figuras de polos invertidos da liga AZ91 laminada 133 89. Mapas de FDO da liga AM60B, x para cada
90. Mapas de FDO da liga AZ91D, x para cada 91. Mapas de FDO da liga AM60B, x para cada 92. Mapas de FDO da liga AZ91D, x para cada 93. Mapas de FDO da liga AM60B, x para cada 94. Mapas de FDO da liga AZ91D, x para cada
95. Destaque das maiores intensidades calculadas para a liga AM60B laminada 138 96. Destaque das maiores intensidades calculadas para a liga AZ91D laminada 139 97. Texturas tridimensionais das duas ligas de magnésio laminadas 140
98. Polimento obtido no Vibromet 141
99. Avaliação qualitativa da microtextura e tamanho de grãos pela técnica ASTAR 142 100. Imagens da região central da peça laminada com a liga AM60B, EBSD ASTAR 142
103. Imagens da falha central em corpo de prova laminado, liga AM60B, MEV 144 104. Composição química dos intermetálicos na região de falha, MEV 145 105. Detalhe da região de falha de amostra obtida por LTC, MEV 146 106. Detalhe da região fora da falha de amostra obtida por LTC, MEV 146 107. Detalhe da região no interior da falha de amostra obtida por LTC, MEV 147 108. Aspecto do tubo e do CP deformado no processo LTC, resultado numérico 148
109. Resultados da simulação numérica da LTC 149
110. Comportamento das partículas intermetálicas no processo LTC 150
111. Mapeamento da dureza Vickers 151
112. Corpo laminado e forjado 152
113. Trinca ao longo do corpo forjado 152
114. Força (N) X deslocamento (mm) AM60B Amostra 1 ensaio de torção 153 115. Força (N) X deslocamento (mm) AM60B Amostra 2 ensaio de torção 153 116. Força (N) X deslocamento (mm) AZ91D Amostra 1 ensaio de torção 154 117. Força (N) X deslocamento (mm) AZ91D Amostra 2 ensaio de torção 154 118. Corpos de prova rompidos após os ensaios de torção a quente 155 119. Fratura de corpo de prova na torção a quente liga AM60B - Amostra 1 155 120. Metalografia dos ensaios de torção à quente para a liga AM60B, MO 156 121. Detalhe da fusão incipiente na cabeça da amostra 1 da liga AM60B, MO 156 Figura 122. Microestrutura das amostras dos ensaios de torção a quente da liga AZ91D 157 123. Microestrutura da região central de amostra do ensaio torção a quente,
liga AZ91D, MO 158
124. Posição do fio de cobre inserido na direção longitudinal do corpo laminado 159 125. Posição do fio de cobre inserido perpendicularmente ao eixo do corpo laminado 159 126. Posição do fio de cobre inserido longitudinalmente, simulação numérica 160 127. Exemplos de amostras obtidas nos ensaios de compressão a quente 161 128. Tensão verdadeira x deformação verdadeira, liga AM60B, 250°C 162 129. Tensão verdadeira x deformação verdadeira, liga AM60B, 300°C 162 130. Tensão verdadeira x deformação verdadeira, liga AM60B, 350°C 163 131. Tensão verdadeira x deformação verdadeira, liga AM60B, 375°C 163 132. Tensão verdadeira x deformação verdadeira, liga AM60B, 400°C 164 133. Tensão verdadeira x deformação verdadeira, liga AZ91D, 250°C 164
136. Tensão verdadeira x deformação verdadeira, liga AZ91D, 400°C 166 137. Tensão verdadeira x deformação verdadeira, liga AZ91D, 450°C 166
138. Mapa de eficiência da liga AM60B para = 0,2 167
139. Mapa de eficiência da liga AM60B para = 0,4 168
140. Mapa de eficiência da liga AM60B para = 0,6 168
141. Mapa de eficiência da liga AM60B para = 0,8 169
142. Mapa de eficiência da liga AM60B para = 1 169
143. Mapa de eficiência da liga AZ91D para = 0,2 170
144. Mapa de eficiência da liga AZ91D para = 0,4 170
145. Mapa de eficiência da liga AZ91D para = 0,6 171
146. Mapa de eficiência da liga AZ91D para = 0,8 171
147. Mapa de eficiência da liga AZ91D para = 1 172
148. Mapa de instabilidade da liga AM60B para = 0,2 173
149. Mapa de instabilidade da liga AM60B para = 0,4 173
150. Mapa de instabilidade da liga AM60B para = 0,6 174
151. Mapa de instabilidade da liga AM60B para = 0,8 174
152. Mapa de instabilidade da liga AM60B para = 1 175
153. Mapa de instabilidade da liga AZ91D para = 0,2 175
154. Mapa de instabilidade da liga AZ91D para = 0,4 176
155. Mapa de instabilidade da liga AZ91D para = 0,6 176
156. Mapa de instabilidade da liga AZ91D para = 0,8 177
157. Mapa de instabilidade da liga AZ91D para = 1 177
158. Mapeamento das áreas seguras e inseguras da liga AM60B para = 0,2 178 159. Mapeamento das áreas seguras e inseguras da liga AM60B para = 0,4 178 160. Mapeamento das áreas seguras e inseguras da liga AM60B para = 0,6 179 161. Mapeamento das áreas seguras e inseguras da liga AM60B para = 0,8 179 162. Mapeamento das áreas seguras e inseguras da liga AM60B para = 1 180 163. Mapeamento das áreas seguras e inseguras da liga AZ91D para = 0,2 180 164. Mapeamento das áreas seguras e inseguras da liga AZ91D para = 0,4 181 165. Mapeamento das áreas seguras e inseguras da liga AZ91D para = 0,6 181
168. Mapeamento das áreas seguras e inseguras das ligas AM60B (a) e
AZ91D (b) = 0,4 184
169. Localização de pontos para análise microestrutural 185 170. Microestruturas das amostras dos ensaios de compressão, liga AM60B,
ampliação menor, MO 186
171. Microestruturas das amostras dos ensaios de compressão, liga AM60B,
ampliação maior, MO 187
172. Microestruturas das amostras dos ensaios de compressão, liga AZ91D,
menor ampliação, MO 189
173. Microestruturas das amostras dos ensaios de compressão, liga AZ91D,
1. Principais propriedades do magnésio puro 28 2. Consumo mundial de magnésio (milhares de toneladas) 28 3. Letras indicativas na nomenclatura de ligas de magnésio 30 4. Letras indicativas adicionais das ligas de magnésio conforme ASM 31 5. Siglas indicativas das condições das ligas de magnésio 32 6. Comparação das propriedades mecânicas de ligas AM e AZ 34 7. Teorias da formação do defeito interno na laminação transversal com cunha 41 8. Comparação do refinamento de grãos de ligas de magnésio em alguns
processos DPS
55
9. Artigos relacionados com refinamento de grãos na LTC 56
10. Parâmetros para ensaios de torção a quente 93
11. Composições químicas medidas e especificadas das ligas AM60 e AZ91 97 12. Resultados de dureza Vickers (HV0,3) para o material bruto 101 13. Resultados de dureza Vickers (HV0,3) das amostras solubilizadas 103 14. Dureza HV0,3 dos corpos laminados na região central 150
CAA Contornos de alto ângulo CBA Contornos de baixo ângulo CCC Cúbica de corpo centrado
CDRR Recuperação e Recristalização Contínua Dinâmicas CDRX Recristalização dinâmica contínua
CEC Cyclic Extrusion and Compression ou Compressão e Extrusão Cíclica CED Calorimetria exploratória diferencial
CEE Cyclic Expansion-Extrusion
CNPEM Centro nacional de pesquisa em energia e materiais CP Corpo de prova
CPS Corpos de prova
DECLE Dual equal channel lateral extrusion DDRX Recristalização dinâmica descontínua DL Direção de laminação
DN Direção normal
DPS Deformação plástica severa
DRE Difração por retroespalhamento de elétrons DRX Recristalização dinâmica
DT Direção transversal
EBSD Electron backscatter diffraction. ECAP Equal channel angular pressing ECLID Extrusão por canal lateral igual duplo ECS Extrusão cisalhante simples
EDE Energia de falha de empilhamento
ERR Extrusão-Recalque Repetitivos FDO Função de distribuição de orientações FM Forjamento multidirectional
FSP Friction Stir Processing HPT High pressure-torsion HC Hexagonal Compacto
LQGD Laminação quente de grandes deformações LSR Large Strain Hot Rolling
LTC Laminação Transversal com Cunha MO Microscópio óptico
PACI Prensagem angular em canal Igual PDF Processo de deformação por ficção PT Português
RUE Repetitive Upsetting-Extrusion SSP Simple shear extrusion
TAP Torção com alta pressão
TCRC Tensão cisalhante resolvida crítica TDRX Recristalização envolvendo maclas
T-ECAP Torsion-Equal Channel Angular Pressing T-PACI Torção-Prensagem Angular em Canal Igual
Letras Latinas
Ai Área instantânea [mm2]
d Diâmetro final [mm]
D Diâmetro inicial [mm]
J Energia dissipada pelos processos metalúrgicos G Energia dissipada na conformação mecânica
H Profundidade de deformação [mm]
k Comprimento de deformação [mm]
K Coeficiente de resistência mecânica []
Li Altura inicial [mm]
Lf Altura final [mm]
m Sensibilidade a taxa de deformação []
P Energia total R Redução da área
T Temperatura [°C]
Letras Gregas
Ângulo de deformação [°]
Parâmetro de localização de escoamento
Ângulo de estiramento e ou cunha [°]
Deformação relativa Deformação
Instabilidade do processamento conforme MURTY e RAO (2000) Ângulo Euler (azimute na figura de polo)
Ângulo Euler (azimute na figura de polo invertida) Pi
Ângulo Euler (azimute na figura de polo) Ângulo Euler (distância entre polos z e Z)
Ângulo de giro
Taxa de endurecimento e amaciamento
Ângulo de rampa [°]
Eficiência da dissipação de energia []
1. INTRODUÇÃO 25
1.1. Objetivos 25
1.2. Justificativa 26
2. REVISÃO DE LITERATURA 28
2.1. Magnésio e suas ligas 28
2.1.1. Ligas Mg-Al-Zn (Família AZ) 33
2.1.2. Ligas Mg-Al-Mn (Família AM) 34
2.1.3. Ligas de magnésio com outros elementos químicos 35
2.2. Laminação transversal com cunha 35
2.2.1. Defeitos gerados pelo LTC 40
2.3. Refinamento dos grãos 47
2.3.1. Processos por deformação plástica severa 48
2.3.1.1. Prensagem Angular em Canal Igual (PACI) 48
2.3.1.2. Torção com alta pressão (TAP) 49
2.3.1.3. Processamento de deformação por atrito 49
2.3.1.4. Compressão-Extrusão Cíclicas 50
2.3.1.5. Extrusão-Expansão Cíclicas 51
2.3.1.6. Extrusão-Recalque Repetitivos (ERR) 52
2.3.1.7. Forjamento multidirecional (FMD) 52
2.3.2. Alguns processos DPS com ligas de magnésio 53 2.3.3. Comparação do refinamento entre os processos DPS 54
2.3.4. Refinamento de grãos pelo processo LTC 56
2.6. Texturização 69
2.6.1. Texturização em ligas de magnésio 71
2.7. Mapas de processamento 72
2.7.1. Mapas de processamento em ligas de magnésio 79
3. MATERIAIS E MÉTODOS 84
3.1. Introdução 84
3.2. Descrição dos ensaios e equipamentos 84
3.2.1. Análise da composição química 85
3.2.2. Calorimetria exploratória diferencial (CED) 86 3.2.3. Preparação metalográfica e microscopia óptica 87
3.2.4. Microscopia eletrônica de varredura 87
3.2.5. Dureza Vickers 88
3.2.6. Tratamento térmico de solubilização 88
3.2.7. Preparação dos corpos de provas para os ensaios de LTC 90
3.2.8. Laminação Transversal por Cunha 90
3.2.9. Ensaios de laminação com fio de cobre 91
3.2.10. Ensaios de forjamento 92
3.2.11. Ensaios de torção a quente 92
3.2.12. Ensaios de compressão a quente 93
3.2.13. Ensaios de difração de raio X 93
3.2.14. Ensaios para determinação da textura 95
3.2.15. Simulação numérica 96
4.1.1. Composição química 97
4.1.2. Calorimetria exploratória diferencial 97
4.1.3. Microscopia óptica 99
4.1.4. Microscopia eletrônica de varredura 100
4.1.5. Dureza Vickers 101
4.2. Análise das amostras solubilizadas 102
4.2.1. Micrografias 102
4.2.2. Dureza Vickers 103
4.3. Ensaios de laminação transversal com cunha 104
4.4. Refinamento de grão das peças laminadas na faixa de temperatura adequada 114 4.4.1. Mecanismo de refinamento das ligas de magnésio no processo LTC 122
4.4.2. Difração de raio X 128
4.4.3. Textura 129
4.4.4. Falhas centrais 143
4.4.4.1. Simulação numérica 148
4.4.5. Dureza dos corpos laminados 150
4.5. Forjamento dos corpos laminados 151
4.6. Ensaios de torção a quente 152
4.7. Laminação com inserção de fio de cobre 158
4.7.1 Simulação numérica com a inserção do fio de cobre 160
4.8. Ensaios de compressão a quente 160
4.9. Mapas de processamento 167
1 INTRODUÇÃO
O Brasil está entre os maiores produtores de magnésio primário do mundo, mas a produção se restringe à obtenção de magnésio e ligas para produção de aço para processos de fundição sobre pressão, LIMA (2012).
As ligas de magnésio têm sido largamente utilizadas nas indústrias automotiva, aeroespacial, e eletrônica devido à combinação de boas propriedades como baixa densidade, alta resistência e rigidez específica, pela capacidade de amortecimento de vibrações e ruídos, pela blindagem eletromagnética, pela excelente usinabilidade e boa fundibilidade, MORDIKE e EBERT (2001).
Apesar dessas características vantajosas, a conformabilidade dessas ligas é limitada pela estrutura cristalina hexagonal compacta que na temperatura ambiente restringe o deslizamento ao sistema basal, HADORN et al. (2012) e DILLAMORE e ROBERTS et al. (1965).
Muitas pesquisas foram realizadas para aumentar a conformabilidade de ligas de magnésio e algumas dessas pesquisas tinham como objetivo o refinamento dos grãos.
A maioria dos processos propostos nessas pesquisas atuam com deformação plástica severa em diversos passes sequenciais desde a temperatura ambiente até o trabalho a quente, o que torna esses processos impraticáveis industrialmente, de modo que neste trabalho propõe-se a utilização de um único passe de laminação transversal com cunha a quente.
Em trabalhos anteriores, como o de SHU, et al. (2014), WANG, et al. (2005) e ZHANG, et al. (2012) comprovaram que esse processo apresenta um ótimo refinamento em ligas ferrosas, mas tem como desvantagem gerar produtos com uma falha central causada pelo efeito Mannesman.
Os mecanismos que causam essa falha são assunto de discussão de diversos artigos científicos e serão um dos objetivos principais deste trabalho, que terá como outro objetivo importante o estudo dos mecanismos de refinamento que ocorrem dinamicamente durante a laminação transversal com cunha.
1.1 Objetivos
Considerando a limitação que as ligas de magnésio apresentam em termos de conformabilidade, o objetivo principal deste estudo é aumentar a forjabilidade a quente de duas ligas de magnésio, AM60B e AZ91D, a partir de um novo processo para obter-se tarugos para
o forjamento a quente. Em decorrência desse objetivo principal, outros objetivos secundários deverão ser alcançados, como:
Estudo dos processos com deformação plástica severa;
Conformar as ligas de magnésio pela laminação transversal com cunha; Entender os mecanismos para formação das falhas centrais;
Obter o refinamento dos grãos;
Entender e modelar os mecanismos que levam ao refinamento dos grãos.
1.2 Justificativa
As ligas de magnésio permitem a redução do nível de emissões pelos automóveis e aeronaves, do consumo de combustível, da energia de processamento, pois apresentam baixa densidade e boa resistência mecânica, além de serem produzidas em temperaturas de trabalho menores o que leva à redução de custos com os ferramentais de conformação.
A conformação a quente das ligas de magnésio ainda é pouco explorada, o que pode ser explicado pela baixa conformabilidade dessas ligas se comparada a outras ligas metálicas comumente empregadas industrialmente. Assim, este estudo permitirá que se amplie o conhecimento sobre essas ligas e se favoreça seu uso na substituição de outras ligas metálicas na fabricação de peças forjadas.
Como mencionado anteriormente, diversos trabalhos foram desenvolvidos para aumentar a conformabilidade a partir do refinamento dos grãos que torna o magnésio e suas ligas mais dúcteis.
Também como citado anteriormente, neste trabalho propõe-se a utilização de um único passe de laminação transversal com cunha a quente (LTC), ao invés de processos com deformação severa realizados em inúmeros passes.
A LTC é uma solução para a substituição do forjamento em matriz fechada na fabricação de eixos simétricos ou na fabricação de pré-formas para posterior forjamento, como no caso de bielas automotivas ou para a produção de eixos escalonados que posteriormente são usinados e tratados termicamente para obter-se produtos com boa precisão dimensional, boa qualidade superficial, propriedades mecânicas melhoradas, com alta capacidade de produção, melhor aproveitamento de material (redução de uso de material de 20% a 60%), fácil automatização e menores níveis de ruído e vibração durante a operação.
Diversos trabalhos tais como SHU, et al. (2014), WANG, et al. (2005) e ZHANG, et al. (2012) mostram que a LTC fornece produtos com um ótimo refinamento de grãos em outras ligas metálicas, mas não há referências mostrando o refinamento do magnésio e suas ligas.
Como reportado anteriormente, uma desvantagem da LTC é a formação de uma falha central causada pelo efeito Mannesmann, FU e DEAN (1993). Os mecanismos que levam a essa falha têm sido exaustivamente estudados, mas ainda não foram completamente esclarecidos, de modo que isso também será um dos objetivos deste trabalho.
O refinamento de grãos das ligas de magnésio como meio para o aumento da ductilidade dessas é bem conhecido, mas ainda é um objeto de estudo interessante pois os mecanismos que levam a esse refinamento são abrangentes e polêmicos.
Além disso, não se sabe se os mecanismos responsáveis pelo refinamento de grãos laminação transversal por cunha com um passe são os mesmos que os envolvidos nos processos por deformação plástica severa de vários passes e rotas.
2. REVISÃO DA LITERATURA
2.1 Magnésio e suas ligas
O magnésio é o sexto material em abundância na crosta terrestre, metal de cor prateada que oxida quando exposto à luz solar; na forma de pó, entra em ignição ao ser aquecido, formando uma chama branca e brilhante, é muito reativo em contato com água e ar e, em caso de incêndio, deve ser extinto por abafamento com areia e/ou pó químico, RUSSEL e LEE (2005).
Como metal, o magnésio puro apresenta propriedades mecânicas interessantes como, baixa densidade, baixo ponto de fusão, relativa resistência mecânica, entre outras (Tabela 1).
A necessidade de se reduzir o impacto ambiental causado pela queima de combustíveis, pela redução do peso dos veículos e a redução de peso de objetos eletrônicos portáteis tornaram o magnésio e suas ligas objeto de muitas pesquisas cientificas o que fez com que a produção e o consumo mundial da liga de magnésio aumentasse significativamente nos últimos anos (Tabela 2).
De acordo com LIMA (2012), o Brasil está entre os maiores produtores de magnésio primário do mundo, mas a produção se restringe à obtenção de magnésio e de suas ligas para a produção de aço ou para processos de fundição e injeção de componentes metálicos.
O magnésio de pureza comercial tem resistência mecânica baixa e, por isso, deve ser empregado na forma de ligas metálicas que têm sido largamente utilizadas nas indústrias automotiva, aeroespacial, e eletrônica devido à combinação da baixa densidade, com alta resistência mecânica e rigidez especifica, pela capacidade de amortecimento de vibrações e ruídos, pela blindagem eletromagnética, pela excelente usinabilidade e baixo ponto de fusão, conforme SRINIVASAN et al. (2005). A cruz em vermelho na Figura 1 mostra a localização das propriedades do magnésio e suas ligas em comparação a outros materiais.
Apesar de leves, as ligas de magnésio apresentam uma resistência mecânica relativamente elevada, principalmente pela modificação da composição química, pelo tratamento térmico e pelo trabalho mecânico, KUTZ (1998). Na Figura 2 apresenta-se uma comparação de resistência mecânica máxima entre algumas ligas de magnésio.
Há mais de 20 elementos químicos que excedem 1% de solubilidade no magnésio, sendo que oito são utilizados nas ligas comerciais (Al, Zn, Mn, Zr, Li, Ag, Y, Nd) acompanhados por outros elementos como o Si, Cu, Ca e Ce, utilizados em aplicações mais específicas.
A nomenclatura das ligas de magnésio foi elaborada pela ASTM em 1948 e é classificada de acordo com a natureza e quantidade de elementos químicos presentes na composição da liga,
(Tabela 3) que utiliza duas letras e dois algarismos, que se referem respectivamente aos principais elementos de liga e aos valores percentuais desses elementos nas ligas ASM HANDBOOK (1988).
Adicionalmente pode haver mais uma letra após os algarismos indicadores de porcentual de elementos químicos. As letras são normatizadas pela ASM HANDBOOK (1988) e são mostradas na Tabela 4. R es is tê n ci a tr at iv a m áx im a [M p a]
Nas ligas de magnésio, o alumínio melhora a fluidez, porém forma o precipitado (Mg17Al12) que tem estrutura cristalina cúbica e baixo ponto de fusão (437°C), tornando as ligas
de magnésio mais suscetíveis aos efeitos de deslizamento nos contornos de grão em temperaturas acima de 125°C o que causa a redução da resistência mecânica, YANG, et al. (2008).
Outro elemento de liga importante é o zinco que permite elevar a resistência mecânica à temperatura ambiente para teores de até 1 % e, acima disso, ocasiona a redução de ductilidade a quente, além disso, ajuda a mitigar o efeito corrosivo das impurezas de ferro, cobre e do níquel, YANG, et al. (2008).
Estudos foram desenvolvidos para aumentar a resistência à fluência pela adição de elementos químicos formando compostos intermetálicos nos contornos de grãos, especialmente composto por terras raras, objetivando suprimir a formação da fase Mg17Al12 , YANG, et al.
(2008).
O silício é outro elemento que pode ser adicionado para melhoria da fluidez do metal fundido. Esse elemento químico forma o composto intermetálico Mg2Si entre os grãos,
conferindo melhoria na resistência mecânica e impede o deslizamento dos contornos. Esse composto tem alto ponto de fusão (1085°C), alta dureza (460 HV), entretanto possui baixa resistência à corrosão e, usualmente, pode ser encontrado na forma poligonal e ou na forma de hieróglifos chineses, SHINIVASAN, et al. (2005).
As ligas de magnésio são usualmente tratadas termicamente para promover a melhoria das propriedades mecânicas, sendo os tratamentos mais aplicados, a solubilização, o envelhecimento artificial, o recozimento, o alívio de tensões e a homogeneização, ASM HANDBOOK (1988). Algumas indicações podem acompanhar a nomenclatura da liga
referindo se ao estado de fornecimento do material e ao tratamento térmico que podem ser empregados (Tabela 5).
A solubilização consiste em aquecer a liga por volta de 340 a 570 °C, por 16 a 24 horas em função da composição química, permitindo a completa dissolução dos precipitados solúveis na matriz, seguida por um resfriamento brusco em meio líquido o que causa o aumento da resistência mecânica, da tenacidade e da resistência ao impacto.
Após algum tempo, essas ligas solubilizadas podem apresentar um endurecimento tardio, conhecido como envelhecimento natural, permitindo a precipitação de partículas de segunda fase. Esse tempo para que ocorra o envelhecimento é muito grande, portanto, emprega-se o envelhecimento artificial consiste em aquecer a liga 232 a 260°C (AM100A e AZ63A respectivamente) para precipitar os elementos da solução sólida por um tempo de 3 a 5 horas (AZ63A e AM100A respectivamente) também em função da composição química da liga, e promover o aumento da elasticidade e da resistência mecânica, ASM HANDBOOK3 (1988).
A homogeneização é um procedimento necessário para lingotes fundidos que tem por objetivo eliminar ou diminuir as fases duras segregadas durante a solidificação.
Para o tratamento térmico de ligas de magnésio é aconselhado que a atmosfera seja inerte, para diminuir a oxidação superficial da liga e impedir a possibilidade de combustão do magnésio para proteção durante o aquecimento. Para tanto, os gases mais utilizados são o hexaflureto de enxofre, o dióxido de enxofre e o dióxido de carbono, ASM HANDBOOK3 (2008).
Para temperaturas abaixo de 400°C é possível proceder o aquecimento sem atmosfera protetiva. Também deve-se prevenir que as ligas não alcancem o ponto de fusão devido ao risco de combustão do magnésio.
O mercado brasileiro não dispõe de ligas de magnésio trabalhadas mecanicamente em barras de diâmetros comerciais e otimizadas para a deformação controlada. Usualmente, essas barras são importadas e ou preparadas a partir da refusão de tarugos, CARTOCENO (2013).
As ligas de magnésio estão em duas categorias de produtos: trabalhadas e fundidas. Os produtos trabalhados são extrudados de barras e perfis, laminados de placas e chapas e fios trefilados, enquanto os produtos fundidos apresentam diversos formatos, ASM HANDBOOK (1988).
A seguir, serão apresentadas as características especificas de algumas ligas de magnésio.
2.1.1 Ligas Mg-Al-Zn (Família AZ)
As ligas Mg-Al fundidas apresentam estrutura dendrítica com grãos grosseiros, que podem ser refinados pela adição de carbono no metal fundido. O alumínio é adicionado para aumentar a fluidez, a resistência mecânica e a ductilidade, sendo que teores acima de 5% prejudicam a ductilidade, porém teores acima de 6 % tornam a liga tratável termicamente POLMEAR (2006).
Nas ligas de Mg-Al-Zn teores de zinco menores do que 1% elevam a ductilidade, com aumento de alongamento em cerca de 15%. Acima desse percentual e após a solubilização, o zinco induz a formação de grãos grosseiros e susceptíveis a trincas térmicas no resfriamento brusco. O zinco também induz a formação de microporosidades em produtos fundidos; na - , em solução sólida, não contribui para o endurecimento por envelhecimento, POLMEAR (2006).
Ligas de Mg-Al-Zn com alumínio por volta de 1 a 8 % são utilizadas para extrusão a morno e a quente entre 300 e 450 °C. A liga AZ81 tem sido trabalhada para produzir sólidos extrudados e perfis vazados e tem mostrado uma boa resposta ao endurecimento por envelhecimento se tratada termicamente após a fabricação, POLMEAR (2006).
A solubilidade sólida do alumínio diminui com a redução da temperatura. A 437ºC ocorre a reação eutética formando duas fases: , rica em Mg e a constituída por Mg17Al12. Pode-se
efetuar a solubilização dessas ligas, seguida de envelhecimento, obtendo-se precipitados na faixa de temperatura de 170 a 210ºC que formam lâmelas grossas na matriz de magnésio no plano (0001).
O efeito do endurecimento é limitado, pois a precipitação descontinuada pode ocorrer nos contornos dos grãos, principalmente na faixa de temperatura de envelhecimento entre 250 e 400ºC.
Em ligas que contêm entre 6 e7% de alumínio, o efeito de endurecimento é desprezível, BUSCHOW et al. (2001). A fase é catódica em relação à matriz, o que leva à perda de resistência à corrosão, HIRSCH e AL-SAMMAN (2013).
A liga de magnésio mais comum é a AZ91D, que apresenta boa fluidez e resistência mecânica relativamente elevada à temperatura ambiente. Aplicações típicas incluem peças de motores automotivos, peças de computadores, porém, essa liga não apresenta boa resistência à fluência, POLMEAR (2006), o principal elemento químico que atua na resistência mecânica na temperatura ambiente é a fase Mg17Al12, essa fase tem baixo ponto de fusão (437°C) e tem
tendência a ficar grossa quando a temperatura alcança 100°C, além do que a fase Mg17Al12 tem
estrutura cúbica tornando incoerente com a estrutura cristalina do magnésio, SRINIVASAN et al. (2005), e devido ao alto conteúdo de alumínio, a ductilidade e resistência ao impacto são limitadas, KRAINER et al. (2010).
2.1.2 Ligas Mg-Al-Mn (Família AM)
As ligas Mg-Al-Mn apresentam elevada ductilidade e resistência à corrosão e por isso, são muito utilizadas na indústria automotiva.
O principal elemento adicionado é o alumínio seguido por um pouco de manganês que por sua vez aumenta a resistência à corrosão da liga. Por ter menor conteúdo de alumínio, apresenta maior ductilidade do que as ligas contendo Zn (Tabela 6), ASM HANDBOOK (1988).
Conforme BASSANI et al. (2015), o manganês combina principalmente com o alumínio e o ferro e o níquel para formar partículas de alto ponto de fusão AlMn (Fe ou Ni). Ao combinar com o Fe e Ni, ocasiona um aumento da resistência à corrosão, HIRSCH e AL-SAMMAN (2013). Essas partículas não são afetadas pelo tratamento térmico. A microestrutura usual é a
presença de dendritas de fase -Mg, com eutéticos de alumínio rico em solução de Mg e partículas globulares de AlMn (Fe), localizados principalmente nas regiões interdendríticas.
2.1.3 Ligas de magnésio com outros elementos químicos
A ligas de magnésio com adições de diferentes elementos químicos têm sido estudadas para a melhoria da conformabilidade.
No artigo de SRINIVASAN et al. (2005), por exemplo, é introduzido um nano compósito de silício na liga AZ31B e pelo mapa de processamento obtido, os autores avaliaram quais são as faixas dos parâmetros de conformação seguras para a compressão a quente para as quais determinaram a fração de recristalização dinâmica os micromecanismos atuantes, bem como identificaram por microscopia eletrônica de transmissão os defeitos encontrados nas zonas inseguras do mapa de processamento.
Já SURESH et al. (2014) desenvolveram uma liga de magnésio AZ31 pela adição de cálcio como elemento de liga, e obtiveram propriedades mecânicas próximas às da liga de alumínio 5182 e de folhas de aço galvanizado. A adição de cálcio causa o aumento da resistência mecânica pela formação de compostos intermetálicos e a elevação da resistência à corrosão pela formação de óxido de cálcio na superfície, além de refinar o grão cristalino.
2.2 Laminação transversal com cunha
Como descrito nos trabalhos de FU et al. (1993) e WANG et al. (2005), o primeiro processo de laminação transversal com cunha (LTC) foi patenteado por LEBEK em 1879 com ferramentas na forma de cunhas planas; seis anos depois SIMONDS (1885) apud FU et al. (1993) patenteou um equipamento utilizando dois rolos e, após oito anos, ERKENZWEIG (1893) apud FU et al. (1993) fez a primeira produção com ferramentas planas.
O desenvolvimento comercial de máquinas LTC levou mais de 60 anos e foi apenas em 1950 que HOLUB (1961) apud FU et al. (1993) produziu a primeira máquina na Tchecoslováquia.
A primeira máquina na Rússia foi desenvolvida em 1949 por BALIN, et al. (1971) apud FU et al. (1993), sendo um laminador de dois rolos helicoidais, mas essa máquina não fez sucesso devido à complexidade das ferramentas, de modo que a primeira máquina não helicoidal foi desenvolvida por BALIN, et al. ( 1971) apud FU et al. (1993) em 1961.
No final da década de 1960, KAUL e MOCKEL (1969) apud FU et al. (1993) patentearam uma máquina LTC com cunha plana e aquecimento indutivo.
MOTOMURA (1955) apud FU et al. (1993) patenteou a primeira máquina em 1955 e cinco anos depois, SHIRAI (1960) apud FU et al. (1993) obteve a segunda patente.
PATER et al. (2018) comentam que a LTC tem sido empregada industrialmente na fabricação de eixos escalonados, eixos simétricos e de pré-formas para posterior forjamento. Assim, tem sido objeto de estudo em diversas pesquisas para a melhoria da qualidade do produto e a diminuição de perdas de matéria-prima.
Esse processo apresenta-se vantajoso em relação a outros processos de fabricação por fornecer produtos com alta precisão dimensional, boa qualidade superficial, boas propriedades mecânicas, alta capacidade de produção, melhor aproveitamento da matéria-prima, fácil automatização, e baixos níveis de ruídos e vibrações, BARTNICKI, J. e PATER (2004).
A LTC é caracterizada pela deformação plástica do tarugo pela ação de um par de ferramentas que variam entre ferramentas cônicas, ferramentas em rolos e ferramentas em placas planas com um entalhe na forma de cunha (Figuras 3 e 4), que se movem tangencialmente uma em relação à outra.
Esse processo pode ser executado a quente, a morno ou a frio. As ferramentas apresentam quatro regiões de trabalho: zona de fendilhamento ou endentação, zona de guia, zona de deformação e zona de calibração e/ou acabamento (Figura 5).
Na região para o fendilhamento, as ferramentas encontram o material a ser deformado e formam uma geometria em forma de cunha reduzindo o diâmetro inicial do tarugo (D) para o diâmetro desejado (d), sendo a profundidade da deformação (H) a metade da diferença entre o diâmetro inicial e o diâmetro final.
Na região de deformação, a região deformada é obrigada pela face da cunha a se estender do centro da peça para as extremidades até alcançar o comprimento desejado (k) e a seção varia alongando-se na direção radial. A parede lateral da ferramenta apresenta ranhuras para evitar o deslizamento do material sobre a ferramenta.
Na região para acabamento, o material não sofre deformação e apenas são retiradas pequenas imperfeições de dimensão e forma.
A deformação do material depende da geometria da ferramenta e os principais fatores da deformação são: ângulo de deformação , ângulo de estiramento ou cunha , ângulo de rampa , profundidade de deformação (H), comprimento de deformação (k), a deformação é definida através da redução de área (R) e ou da deformação relativa , conforme Expressões (1) e (2).
A escolha incorreta dos parâmetros de processamento pode tornar o processo instável e ocasionar a formação de defeitos internos e externos que inviabilizam o produto.
Os mecanismos de deformação em um processo LTC são complexos devido à sua natureza tridimensional e os parâmetros de interesse são a geometria da ferramenta, a temperatura do material de partida, o grau de deformação e a taxa de deformação.
Conforme GENTILE (2004), os defeitos característicos do processo LTC podem ser divididos em defeitos internos (cavidades e poros), defeitos de superfície e seções com geometria diferente da esperada.
O defeito mais encontrado é a formação de cavidades centrais causadas pelo efeito Mannesmann, na forma uma fissura axial ou anel, que pode se estender por toda a região deformada e causar a falha do componente em serviço devido à redução da resistência mecânica.
Conforme apresentado por HAYAMA(1979), valores altos de ângulos de conformação evitam a formação de cavidade central, sendo que valores muito pequenos (menor do que 15°) causam porosidades, além de aumentar o risco de escorregamento. Já acima de um certo limite causa o aparecimento de dobras e o aumento da força na direção do eixo da peça, gerando uma tensão trativa suplementar, que ao passar o limite de resistência levará o material à ruptura. Para ângulos de estiramento pequenos (menores do que 5°) a ferramenta torna-se excessivamente grande, aumentando também o número de revoluções durante o processo, causando tensões excessivas no centro da peça.
Com base nos parâmetros descritos acima, HAYAMA, (1979) elaborou um diagrama (Figura 6) que mostra a condição de estabilidade do processo e permite estabelecer os parâmetros de processamento mais adequados para a conformação.
Sobre a redução de área diversos autores sugerem que permaneça entre 55 a 70 % para evitar a formação de defeitos, PATER et al. (2018).
2.2.1 Defeitos gerados pelo LTC
O processo LTC pode causar defeitos superficiais como escorregamento, estiramento, sobreposição, ranhuras em espiral e torção, assim como apresentar defeitos internos pela formação de cavidades, sulcos e poros centrais, além de defeitos de geometria causados pelo escorregamento do tarugo, Figura 7, BARTNICKI, J. e PATER (2004).
O defeito interno gerados pelo efeito Mannesmann tem sido estudado por diversos pesquisadores que propuseram diversas teorias apresentadas na Tabela 7 , LIU, et al. (2014)
TSELIKOV et al. (1961) apud FU e DEAN (1993) mostraram que o defeito é causado pelo acúmulo de tensão trativa em cada rotação.
O estado de tensão na LTC foi estudado por SMIRNOV e LUNVEV (1965ab) apud FU e DEAN (1993) utilizando um modelo de deformação plana e encontraram que repetidas compressões de uma peça ocasiona aumento de tensões trativas, causando o defeito interno.
DANNO e AWANO (1976) apud FU e DEAN (1993) mostraram que o tamanho das cavidades aumenta conforme o tarugo gira e que crescimento é causado por tensões trativas secundárias somadas à deformação cisalhante induzida ciclicamente na região central do tarugo que geram um defeito similar ao obtido no processo de perfuração rotativa Mannesmann.
Baseado na revisão sobre formação de trincas em laminação transversal THOMPSON e HAWKYARD (1979) apud FU e DEAN (1993) concluíram que a reversão de tensão e deformação na zona de trabalho poderia causar o defeito interno.
Um método aproximado para calcular a tensão trativa máxima no centro de uma barra circular sobre a ação de dois rolos laminadores foi elaborada por TSELIKOV (1962) apud FU e DEAN (1993) e, baseado nesse método HAYAMA (1979), obteve uma relação entre tensão trativa e redução do diâmetro de peças cilíndricas.
O conceito de fadiga de baixo ciclo no corpo formado foi elaborado por MENSON (1974) apud FU e DEAN (1993) e, então, SHUKIN (1980) apud FU e DEAN (1993) elaborou um modelo matemático para descrever o mecanismo da formação do defeito central utilizando indexação de tensão, o qual mostra que a formação do defeito por microfraturas ocorre quando a deformação alcança um valor limite de tensão cisalhamento crítica com carregamento
monotônico, quando essas microfraturas desenvolvem-se em macrofraturas, formando o defeito interno.
GUZAVICHUS et al. (1976) apud FU e DEAN (1993) explicaram que durante o processo de laminação, há alguma torção relativa devida à variação radial, correspondendo a um aumento de ângulo de rotação da peça, somando-se à diferença de velocidade que aumenta resultando em mais torção, que é associada à tensão de cisalhamento, e então concluíram que o defeito é gerado pela tensão cisalhante excessiva na peça.
Evidências de inclusões na região central fortemente predispõem a formação do defeito para SHUKIN (1978) apud FU e DEAN (1993).
Considerando todas essas teorias, FU e DEAN (1993) resumiram que as falhas internas são causadas pela natureza cíclica da tensão e da deformação desenvolvida na região central da peça, pelo acúmulo de microfadigas devido à fadiga de baixo ciclo, pela torção devida às diferentes velocidades entre porções de diâmetros diferentes da peça laminada e pelo alto nível de inclusões não metálicas presentes no material.
DONG et al. (2000) utilizaram o método de elementos finitos para analisar o comportamento da tensão e da deformação no processo LTC, principalmente no centro e meio raio do tarugo para as zonas de endentação e de guia da ferramenta. Utilizando velocidade constante de 5m/s e variando o ângulo , a redução de área e o coeficiente de atrito, concluíram que ao entrar na zona de fendilhamento a tensão principal é aumentada até alcançar-se a redução radial máxima e então, como esperado, a tensão principal tende a manter-se estável, flutuando ligeiramente, o mesmo ocorrendo para a tensão cisalhante máxima.
Ao analisarem a região de meio raio, observaram um comportamento senoidal da curva da tensão principal o que indicava um comportamento cíclico fortalecendo a conclusão de MENSON (1974). Esse efeito senoidal da tensão principal também foi observado no trabalho de REGONE et al. (2009) que consistiu na simulação numérica de um aço microligado ao Ti-V com temperatura de 1150°C e velocidade de 200mm/s.
Para LIU et al. (2014), há três teorias para a formação de falhas centrais (efeito Mannesmann) em processos LTC (Figura 8):
1. a teoria de tensão de cisalhamento define que o defeito é causado pela tensão cisalhante interna;
2. segundo a teoria da tensão trativa o defeito é causado pelo estado da tensão trativa dentro do corpo formado;
3. já na teoria de tensão abrangente, o defeito é causado pela combinação de tensões compressivas e trativas.
Diversos experimentos mostram que os defeitos são formados nos processos de conformação plástica com o aumento da tensão trativa, enquanto o estado de tensão compressiva é benéfico por atrasar a formação desses defeitos.
O mecanismo de formação de vazios também foi estudado por LI e LOVELL (2004), que interromperam o processo de LTC para analisar o produto na zona de endentação e concluíram que quanto maior a magnitude da tensão hidrostática na zona de endentação maior é a aceleração do crescimento de vazios na direção da tensão principal mais alta. Eles também concluíram que a tensão trativa é responsável pela abertura de microtrincas, enquanto a tensão cisalhante é a força motriz para o movimento de agregação e deformação dos vazios.
LI e LOVELL (2004) mostraram que o ângulo de formação e o ângulo de endentação da ferramenta têm influência significativa na formação de vazios. Com ângulos de formação pequenos ( =15°) a probabilidade de formação e crescimento de vazios é enorme, enquanto com =30° a probabilidade é baixa. Não houve correlação com a criação de vazios ao aumentar-se o ângulo de endentação, observando-se apenas o aumento do tamanho dos vazios gerados na zona de endentação. Já o aumento da redução de área causou o aumento da quantidade de vazios.
ZHOU et al. (2014) utilizaram a simulação pelo método de elementos finitos para determinar a tensão de cisalhamento e a tensão trativa variando o ângulo e a redução de área, mostrando que esses parâmetros influenciam na formação do defeito interno e concluíram que = 30o e redução de 5 % era a melhor escolha, o que conduzia a pouco aproveitamento de
material e então otimizaram o processo com = 30º e redução de 22% quando então produziram eixos sem o defeito.
Na literatura há quatro métodos principais para o estudo da fratura dúctil: modelo mecânico dos danos contínuos, modelo mecânico de sólido poroso, modelo coeso, e modelo fenomenológico. Esses dois últimos não modelam mecanismos físicos da fratura dúctil, mas preveem sua a ocorrência, de modo que o objetivo desses modelos não é evitar a falha, mas sim ter um indicador de quando a falha pode ocorrer, LINARDON et al. (2014).
Segundo GHIOTTI et al. (2009) esses modelos podem ser explicativos e preditivos. Os modelos explicativos são aqueles que explicam sobre os desenvolvimentos de cavidades e a sua localização e baseiam-se no estado de tensão do material e no campo de velocidade definidos na teoria do campo de linhas de deslizamento e ou técnicas de limite superior, enquanto os modelos preditivos são baseados nas teorias de dano com base energética indicando as condições do processo em que a falha pode ocorrer e propagar. Esses autores concluíram que o defeito central num processo de fabricação de tubo sem costura é formado devido a tensões trativas secundárias que são impostas pela alta deformação heterogênea ao longo da seção.
Baseadas no modelo da mecânica de danos contínuos, são empregadas duas abordagens para analisar a formação de vazios pela falha localizada: o modelo Gurson-Tvergaard-Needleman e o critério de deformação plástica acumulada ponderada, HAO e BROCKS (1997).
Esses modelos indicam que a falha ocorrerá ao se alcançar um valor determinado de deformação e tensão locais quando haverá a fratura dúctil devida ao crescimento e coalescência de vazios nucleados em inclusões e partículas de segunda fase seja pela decoesão com a matriz ou pela ruptura dessas partículas.
Os vazios crescem devido ao esforço plástico do material circundante sob a aplicação de tensões hidrostáticas de tração. Durante a deformação, quando há dois vazios próximos a parede entre eles começa a se reduzir, os vazios começam a se unir e, com o crescimento acelerado desses vazios, formam-se microtrincas e subsequente fratura do material (Figura 9) CHILUVERU (2007).
YANG et al. (2018) mostraram que na intersecção entre a matriz a as inclusões frágeis no centro de um aço 1045 sob deformação tem-se a nucleação de microvazios e que com o aumento da a deformação plástica, há o coalescimento dos vazios com o aumento gradual da tensão entre os vazios e a matriz que causa microfissuras que podem causar a ruptura local.
Esses autores também concluíram que as forças cisalhantes e tratativas apresentam uma alternância significativa e que maiores níveis de tensões trativas e cisalhantes associados à
quantidade de ciclos aumenta a quantidade de defeitos centrais. Quanto aos parâmetros de processo, eles concluíram que o ângulo de deformação tem a maior influência na formação do defeito, sendo que pequenos ângulos propiciam o surgimento dos vazios.
JUDICE (2012) usou a simulação numérica pelo método de elementos finitos da laminação de aços pelo processo LTC para analisar a influência de vazios de diversos tamanhos e de inclusões duras e macias na formação do defeito interno que pode apresentar geometrias diferentes em função do tipo e quantidade de ferramentas empregadas (Figura 10).
A simulação com vazios de geometria circular e de diversos tamanhos mostrou que a tensão equivalente e a deformação plástica efetiva são próximas dos modelos sólidos, ou seja, sem vazios, que a deformação plástica no centro do tarugo foi a que apresentou a maior diferença, e que o vazio se alonga na direção longitudinal (Figura 11).
Já na simulação numérica com inclusões duras e macias de geometria circulares, quadráticas e triangulares, concluiu-se que a tensão equivalente e a deformação plástica efetiva não sofreram alteração significativa em relação à simulação do sólido. As inclusões macias apresentaram grande níveis de deformação acompanhando as deformações dos tarugos e não apresentam problemas consideráveis, enquanto as inclusões duras apresentaram maior resistência à deformação o que resultou na formação de vazios, com forma mais alongada e afinados propiciando a triaxilidade de tensões (Figura 12). Finalmente, observou-se a decoesão na interface partículas e matriz para algumas das condições estudadas.
Atualmente são escassos os trabalhos que estudam a formação de defeitos internos na LTC de ligas de magnésio e há apenas um trabalho de simulação numérica por elementos finitos publicado por TOMCZAK et al. (2012) que compararam o processo LTC com a laminação convencional com seis passes da liga AZ31 e concluíram que na LTC o valor do critério de danos de Cockcroft-Latham ficou acima do limite de 0,7 permitido para metais não ferrosos, evidenciando a possibilidade de formação de defeitos internos, conforme COCKCROFT e LATHAM (1968).
2.3 Refinamento dos grãos
Alguns materiais não podem ser tratados termicamente por não apresentarem transformação de fase. Um exemplo a liga GH4169 que não sofre transformação de fase, mas necessita uma microestrutura fina e homogênea para resistir à fluência e a tensões alternadas.
Nesses casos, usa-se o refinamento dos grãos, pois segundo a relação de Hall-Petch os contornos de grãos impedem o deslocamento de discordâncias, fazendo com que se acumulem nesses contornos e, com isso, eleva-se a resistência mecânica, o que se torna mais significativo com a redução do tamanho dos grãos.
No caso da liga GH4169, o aumento das propriedades mecânicas só pode ser obtido pelo refinamento de grãos promovido pelo processo de fabricação, ZHANG, et al, (2012).
Com o objetivo de aumentar as propriedades mecânicas dos materiais, vários processos têm sido utilizados para obter o refinamento de grão, seja pela introdução de elementos químicos refinadores na liga ou por processos termomecânicos, dentre os quais destacam-se os processos de deformação plástica severa (DPS) e, possivelmente, o processo de LTC, SHU, et al. (2014), WANG, et al. (2005) e ZHANG, et al. (2012).
2.3.1 Processos por deformação plástica severa
A Deformação Plástica Severa (DPS) consiste na aplicação de grandes deformações para obter o refinamento dos grãos, com o objetivo de aumentar a forjabilidade e ou alterar a textura cristalográfica, YAMASHITA et al. (2001).
A DPS pode ser realizada a frio ou a quente, com tarugos de seção circular ou quadrada ou com chapas, e consiste basicamente na deformação do material em matriz fechada, repetida por várias vezes (passes), podendo-se girar o material a fim de modificar a textura do passe anterior (rota). Entre os passes e rotas pode-se alterar a temperatura de trabalho, usualmente iniciando-se a quente e terminando-se os passes à temperatura ambiente.
Vários processos foram desenvolvidos com essa finalidade, tais como o ECAP ou PACI (Equal Channel Angular Pressing ou Prensagem Angular em Canal Igual), o HPT ou TAP (High-Pressure Torsion ou Torção com Alta Pressão), Twist Extrusion (Extrusão giratória), SSP ou ECS (Simple Shear Extrusion ou Extrusão Cisalhante Simples), DECLE ou ECLID (Dual Equal Channel Lateral Extrusion ou Extrusão por Canal Lateral Igual Duplo), T-ECAP ou T-PACI (Torsion-Equal Channel Angular Pressing ou Torção-Prensagem Angular em Canal Igual), CEC (Cyclic Extrusion and Compression ou Compressão e Extrusão Cíclicas), CEE ou EEC (Cyclic Expansion-Extrusion ou Extrusão-Expansão Cíclicas) e RUE ou ERR (Repetitive Upsetting-Extrusion ou Extrusão-Recalque Repetitivos), PARDIS et al. (2011).
Outros processos para refinamento por DPS são o forjamento multidirecional (FM), MIURA et al. (2014) e a laminação quente com grandes deformações (LQGD) ou Large Strain Hot Rolling (LSR) aplicada para chapas, VALLE et al. (2003).
2.3.1.1 Prensagem Angular em Canal Igual (PACI)
Esse método desenvolvido por SEGAL (1977) apud BUROW (2010) permite uma grande deformação sem se alterar a seção transversal e tem sido utilizado para se obter microestruturas
ultrafinas. O processo consiste em se pressionar um material de geometria cilíndrica ou retangular, para que passe várias vezes por um canal em curva, o que causa fortes deformações de cisalhamento, (Figura 13).
2.3.1.2 Torção com alta pressão
O processo DPS pelo método TAP consiste em pressionar um material, na forma de chapa posicionada sobre uma mesa ou uma matriz, com uma ferramenta giratória causando uma elevada deformação de cisalhamento (Figura 14).
2.3.1.3 Processamento de deformação por atrito
O processo de deformação por atrito (PDF) ou Friction Stir Processing (FSP), Figura 15, utiliza uma ferramenta cilíndrica rotatória com um pino que pressiona o material na forma de chapa ou lâmina sobre uma mesa, numa determinada velocidade por um comprimento desejado. Essa pressão ocasiona aquecimento localizado, que pode causar recuperação e recristalização dinâmicas e como consequência, um elevado grau de refinamento, como trabalho de FENG e MA (2009) que empregaram esse processo para a liga AZ91D no estado bruto de solidificação utilizando dois passes elevaram a resistência mecânica a 356 MPa e obtiveram grãos refinados com tamanho médio próximo de 15 m.
2.3.1.4 Compressão-Extrusão Cíclicas
A técnica CEC (Figura 16) foi apresentada originalmente por RICHERT e RICHERT (1986) apud CHEN et al. (2008) e consiste na deformação do material sob pressão hidrostática dentro de uma câmara na qual é extrudado num sentido através de uma matriz e é comprimido
no sentido contrário. Cada ciclo de extrusão e compressão é repetido várias vezes até obter-se o refinamento desejado, como no trabalho de RICHERT et al. (2008) no qual deformaram uma liga de alumínio 6082 e depois do processamento com 24 ciclos obtiveram grãos nanométricos, abaixo de 100 nm com grande desorientação cristalográfica.
2.3.1.5 Extrusão-Expansão Cíclicas
O processo EEC, desenvolvido por PARDIS et al. (2011), é uma modificação do processo CEC com a vantagem de não necessitar a remoção do corpo de prova da matriz até que todos os passes planejados sejam realizados.
2.3.1.6 Extrusão e Recalque Repetitivos
O processo proposto e utilizado por XU et al. (2015), Figura 18, é mais um método eficiente de refinamento dos grãos, similar aos processos CEC e EEC, no qual o material é sucessivamente comprimido e extrudado.
2.3.1.7 Forjamento multidirecional (FMD)
Esse processo consiste na prensagem de um tarugo, usualmente de seção retangular, que pode ser processado em várias posições (rotas), por deformações acumulativas que modificam a textura da rota anterior (Figura 19) e resulta numa grande uniformidade da distribuição de partículas.
MIURA et al. (2014) utilizaram uma liga de AZ80 com grão inicial de 30 µm e realizaram o FMD à temperatura ambiente e 3x10-3s-1 de taxa de deformação com 20 passes de
deformação verdadeira igual 0,1 e obtiveram grãos com tamanho médio de 0,3 µm, ou seja, uma redução próxima de cem vezes.
2.3.2 Alguns processos DPS com ligas de magnésio
Os processos DPS têm sido muito utilizados com o objetivo de aumentar a ductilidade à temperatura ambiente de ligas de magnésio pelo refinamento dos grãos e controle da textura.
NIE et al. (2015) processaram uma liga AZ91 com grão inicial de 175µm por FMD variando a temperatura de trabalho entre 250 e 400°C, à velocidade de 15mms-1 com corpos
retangulares de 30mm x 30mm x 60mm. Com o aumento de passes acima de 350°C houve refinamento gradual com precipitação de Mg17Al12 nos contornos de grãos. Após um passe
obtiveram uma textura típica basal e após seis passes conseguiram refinar os grãos para 7,2 µm. Já XING et al. (2005) processaram uma liga AZ31 com grãos iniciais de 20 µm, por FMD com taxa de deformação de 3x10-3s-1 e variação da temperatura de trabalho de 350°C para
150°C. obtendo grãos de 0,36µm em 5 passes.
CHEN et al. (2008) utilizaram a liga AZ31 previamente aquecida por 10 minutos a 100°C, em seguida lubrificada com pó de grafite e depois aquecida a 300°C por duas horas, que foi colocada na câmara superior do processo CEC, processada com velocidade de 7mm/s. No último passe o extrudado foi removido e colocado em uma nova matriz para extrusão com deformações verdadeiras de 0,81; 4,1 e 10,5 após 1, 3 e 7 ciclos, respectivamente.
