UNIVERSIDADE FEDERAL DE SERGIPE
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA
E ENGENHARIA DE MATERIAIS
MESTRADO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS
REINAN TIAGO FERNANDES DOS SANTOS
ESTUDO DA DEFORMAÇÃO DE NIÓBIO EMPREGANDO A
TÉCNICA DE PRENSAGEM EM CANAIS EQUIANGULARES
(ECAP)
SÃO CRISTÓVÃO - SE
2018
REINAN TIAGO FERNANDES DOS SANTOS
ESTUDO DA DEFORMAÇÃO DE NIÓBIO EMPREGANDO A
TÉCNICA DE PRENSAGEM EM CANAIS EQUIANGULARES
(ECAP)
Dissertação apresentada à banca examinadora do Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais da Universidade Federal de Sergipe, como parte dos requisitos para obtenção do título de Mestre em Ciência e Engenharia de Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Wilton Walter Batista
SÃO CRISTÓVÃO - SE
2018
FICHA CATALOGRÁFICA ELABORADA PELA BIBLIOTECA CENTRAL UNIVERSIDADE FEDERAL DE SERGIPE
S237e
Santos, Reinan Tiago Fernandes dos
Estudo da deformação de nióbio empregando a técnica de prensagem em canais equiangulares (ECAP) / Reinan Tiago Fernandes dos Santos ; orientador Wilton Walter Batista. - São Cristóvão, 2018.
83 f. : il.
Dissertação (Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais) - Universidade Federal de Sergipe, 2018.
1. Ciência dos materiais. 2. Elementos químicos 3. Nióbio. 4. Deformação nuclear. I. Batista, Wilton Walter orient. lI. Título.
Aos meus pais, Maria de Jesus e José de Ribamar, pelo estímulo, amor e carinho.
AGRADECIMENTOS
Em primeiro lugar a Deus, meu alicerce e fonte de toda força e sabedoria, que sempre me fez levantar através de cada filho Dele que pôs na minha vida.
Aos meus pais, Maria de Jesus e José de Ribamar pelo exemplo de luta e força, pelo apoio e por tudo que sempre fizeram por mim, meu porto seguro, minha resistência e coragem. Amo vocês. Aos meus irmãos, em especial minha irmã Cassia Rejane, pelo apoio e carinho. A toda minha família, não há presente maior de Deus do que minha família e sou muito grato.
Aos amigos do mestrado Helton Cabral, Késia Filadélfia, e em especial minha querida Thamyres Moura Lima, penso que foi amizade à primeira vista, muito obrigado por me proporcionar sempre momentos de alegrias, estais em meu coração.
Não posso deixar de agradecer ao meu orientador professor Wilton Walter Batista, que dedicou seu tempo e proporcionou a mim o conhecimento necessário para o desenvolvimento e conclusão desse trabalho, uma pessoa incrível e de uma admirável competência profissional, muito preocupado com o bom desempenho e seus alunos. Um exemplo de competência e humildade.
Ao Anderson Dantas, uma pessoa incrível e de uma sensibilidade grandiosa, valeu por ter sido um guia para muitas decisões em minha vida. Construímos laços invisíveis que nunca serão cortados.
À Companhia Brasileira de Metalurgia e Mineração (CBMM) pela disponibilização do nióbio usado nessa dissertação.
À Universidade Federal de Sergipe, a todos do DCEM e P2CEM pela confiança e oportunidade de realizar este trabalho.
Meu eterno agradecimento e meu OBRIGADO, a todos que me ajudaram com palavras, orações e ficaram na torcida para que este trabalho fosse realizado.
Resumo da Dissertação apresentada ao P2CEM/UFS como parte dos requisitos necessários para a obtenção do título de Mestre em Ciência e Engenharia de Materiais
(M. Sc.).
ESTUDO DA DEFORMAÇÃO DE NIÓBIO EMPREGANDO A
TÉCNICA DE PRENSAGEM EM CANAIS EQUIANGULARES
(ECAP)
Reinan Tiago Fernandes dos Santos Fevereiro/2018
Orientador: Wilton Walter Batista
Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais
Este trabalho investigou o uso da prensagem em canais equiangulares (ECAP) em amostras de nióbio puro na temperatura ambiente até 14 passes, utilizando a rota Bc, com matrizes contendo ângulo de intersecção entre os canais de θ = 90º e 120°. Durante a deformação ECAP uma barra é pressionada através de uma matriz rígida consistindo de dois canais de mesma seção transversal, os quais se interceptam a um ângulo θ. A microestrutura das amostras deformadas foi analisada com auxílio de microscopia óptica, microscopia eletrônica de varredura e dureza Vickers (HV). Com a deformação do nióbio puro através do ECAP foi possível refinar a estrutura e aumentar a dureza em função do aumento do número de passes e do tipo de matriz. Os resultados indicaram que deformação do nióbio com um passe, nas matrizes de 90º e 120°, foi suficiente para produzir o refinamento da microestrutura e praticamente dobrar os valores de dureza em relação ao material sem deformação. O refinamento microestrutural máximo, estado estacionário, ocorreu com 8 passes na matriz de 120° e 6 passes na matriz de 90°, indicando maior severidade de deformação da última matriz. As microestruturas analisadas por microscopias ótica e eletrônica de varredura revelaram as mudanças microestruturais com o aumento do número de passes e com o tipo de matriz.
Palavras-chave: nióbio, deformação plástica severa, prensagem em canais equiangulares (ECAP).
Abstract of Thesis presented to P²CEM/UFS as a partial fulfillment of the requirements for the degree of Master in Materials Science and Engineering (M. Sc.).
STUDY OF NIOBIUM DEFORMATION USING THE PRESSURE
TECHNIQUE IN EQUIANGULAR CHANNELS (ECAP)
Reinan Tiago Fernandes dos Santos February/2018
Advisors: Wilton Walter Batista
Department: Materials Science and Engineering
This investigated the use of equiangular channel press (ECAP) in samples of pure niobium at room temperature up to 14 passes, using the Bc route, with a matrix with intersection angle between the channels of θ = 90º and 120º, with and curvature angle Ψ = 0°. During ECAP (equal channel angular pressing) deformation a bar is pressed through a rigid matrix consisting of two channels of the same cross-section, which intersect at an angle θ. The microstructure of the deformed samples has been analyzed with the aid of optic microscopy, scanning electron microscopy and Vickers Hardness (HV). With the deformation of pure niobium through ECAP, it was possible to refine the structure and increase the hardness due to the increase of the number of passes and the type of matrix. The results indicated that deformation of the niobium with a pass in the matrices of 90 ° and 120 ° was enough to produce the refinement of the microstructure and practically double the hardness values in relation to the material without deformation. The maximum microstructural refinement, steady state, occurred with 8 passes in the 120 ° matrix and 6 passes in the 90 ° matrix, indicating a higher deformation severity of the last matrix. The microstructures analyzed by scanning electron and optical microscopes revealed the microstructural changes with the increase of the number of passes and the type of matrix.
Keywords: niobium, plastic severe deformation, equal channel angular pressing (ECAP).
SUMÁRIO
1. INTRODUÇÃO ... 14 2. OBJETIVOS ... 16 2.1. OBJETIVO GERAL ... 16 2.2. OBJETIVOS ESPECÍFICOS ... 16 3. REVISÃO DE LITERARTURA ... 173.1. ESTRUTURA E PROPRIEDADES DO NIÓBIO ... 17
3.2. DEFORMAÇÃO PLÁSTICA SEVERA ... 18
3.2.1. Torção de alta pressão ... 20
3.2.2. Laminação Acumulativa (Accumulative Roll-Bonding - ARB) ... 22
3.2.3. Processamento por ECAP ... 23
3.2.3.1. Fatores experimentais que influenciam o processo ECAP... 25
a) Quantidade de passes ... 25
b) Rotas de processamento ... 25
c) Ângulo de curvatura (Ψ) e ângulo do canal (θ) ... 29
d) Temperatura de prensagem ... 34
3.2.3.2. Microestrutura de materiais processados por ECAP ... 35
3.2.3.3. Comportamento mecânico dos materiais processados por ECAP .... 38
3.2.3.4. Materiais Metálicos Processados por ECAP ... 39
4. MATERIAIS E METODOLOGIA ... 41
4.1. MATERIAL ... 41
4.2. METODOLOGIA ... 41
4.2.2. Produção dos Corpos de Prova ... 42
4.2.3. Projeto da matriz de deformação do processo ECAP ... 42
4.2.4. Deformação via ECAP ... 43
4.2.5. Metalografia... 45
4.2.6. Microscopia Óptica e Eletrônica de Varredura ... 46
4.2.7. Dureza ... 46
5. RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 47
5.1. DEFORMAÇÃO ECAP EM MATRIZ COM ÂNGULO DE 120° ... 47
5.1.1. Parâmetros de deformação... 47
5.1.2. Processo de deformação ... 48
5.2. DEFORMAÇÃO ECAP EM MATRIZ COM ÂNGULO DE 90° ... 53
5.2.1. Parâmetros de deformação... 53
5.2.2. Processo de deformação ... 54
5.3. MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA ... 59
5.4. DUREZA ... 63
5.4.1. Relação da dureza com as matrizes de 90º e 120º projetadas ... 63
5.4.2. Relação da dureza com o número de passes ... 65
a) Matriz de 120º ... 65
b) Matriz de 90° ... 67
c) Comparação entre as matrizes ... 68
6. CONCLUSÕES ... 70
SUGESTÕES DE TRABALHOS FUTUROS ... 71
LISTA DE FIGURAS
Figura 1. Desenho esquemático da configuração de torção de alta pressão (HPT)
(AZUSHIMA et al., 2008). ... 21 Figura 2. Desenho esquemático da configuração de laminação acumulativa (ARB) (AZUSHIMA et al., 2008). ... 23 Figura 3. Desenho esquemático de um processo ECAP (BALDISSERA et al., 2009). 24 Figura 4. Quatro diferentes rotas de processamento da matriz de ECAP. Como a
amostra sai da matriz e a rota específica para a passagem seguinte no canal
(ADEDOKUN, 2011). ... 26 Figura 5. Microestruturas ópticas de Ti-CP. Primeira passagem (a) e segunda passagem na rota A (b), segunda passagem na rota BC (c) e segunda passagem na rota C (d) (ROODPOSHTI, et al., 2015). ... 27 Figura 6. Planos preferenciais para deformação por cisalhamento em amostras
deformadas por ECAP pelas rotas A, BA, BC e C de ECAP em matrizes de 90° e 120º (ZHU & LOWE, 2000). ... 29 Figura 7. Princípio de ECAP onde Φ é o ângulo de interseção dos dois canais e Ψ é o da curvatura no ponto de interseção: (a) Ψ = 0, (b) Ψ = 𝝅 – θ. ... 30 Figura 8. Efeitos do ângulo θ sobre a homogeneidade de deformações e a curvatura da amostra. (Adaptado de DUMOULIN et al., 2005). ... 33 Figura 9. Tamanho de grão e temperatura de processamento para Al puro, ligas Al-3%Mg e Al-Al-3%Mg-0,2%Sc deformadas por ECAP (Adaptado de YAMASHITA et al., 2000). ... 35 Figura 10. Ilustração esquemática da evolução de refino microestrutural, juntamente com descrições que ocorrem nas regiões I, II e III (Adaptado de ITO & HORITA, 2009). ... 37
Figura 11. Micrografia da amostra de Al deformada por ECAP via rota BC. A região
selecionada indica uma banda de cisalhamento (IWAHASHI, et al., 1998). ... 37
Figura 12. Curvas tensão-deformação de ensaios de tração para Al-Mg processada por ECAP (Adaptado de FANG et al., 2007). ... 39
Figura 13. Forno de tratamento térmico. ... 41
Figura 14. Dimensões do corpo de prova para deformação via ECAP. ... 42
Figura 15. Desenho esquemático da matriz ECAP com canais nos ângulos: (a) θ = 90° e (b) θ = 120°, (SILVA, 2017). ... 43
Figura 16. Matrizes para deformação ECAP. (a) Ângulo de 120°. (b) Ângulo de 90°. . 44
Figura 17. Representação esquemática dos pontos da amostra onde foram realizadas as medidas de dureza Vickers. DN, direção normal; DT, direção transversal... 46
Figura 18. Nióbio sem deformação. Aumento de 10X. ... 48
Figura 19. Micrografia da amostra deformada com 1 passe. Matriz de 120º. ... 49
Figura 20. Micrografia da amostra deformada com 2 passes. Matriz de 120º. ... 50
Figura 21. Micrografia da amostra deformada com 4 passes. Matriz de 120º. ... 50
Figura 22. Micrografias da amostra deformada com 6 passes. Na figura (b) a região selecionada indica os cristalitos presentes na microestrutura. Matriz de 120º. ... 51
Figura 23. Micrografia da amostra deformada com 8 passes. Matriz de 120º. ... 51
Figura 24. Micrografia da amostra deformada com 10 passes. A seta na figura (a) indica as bandas de deformações presentes na microestrutura. Matriz de 120º. ... 52
Figura 25. Micrografia da amostra deformada com 12 passes. Matriz de 120º. ... 53
Figura 26. Micrografia da amostra deformada com 14 passes. Matriz de 120º. ... 53
Figura 27. Micrografia da amostra deformada com 1 passe. Matriz de 90°. ... 54
Figura 29. Micrografia da amostra deformada com 4 passes. Matriz de 90°. ... 56
Figura 30. Micrografia da amostra deformada com 6 passes. Matriz de 90°. ... 57
Figura 31. Micrografia da amostra deformada com 8 passes. Matriz de 90°. ... 58
Figura 32. Micrografia da amostra deformada com 10 passes. Matriz de 90°. ... 58
Figura 33. Micrografia da amostra deformada com 12 passes. Matriz de 90°. ... 59
Figura 34. Micrografia da amostra deformada com 14 passes. Matriz de 90°. ... 59
Figura 35. Micrografia mostrando a seção longitudinal da amostra deformada em 1 passe. Matriz de 90º. A seta indica o sentido de extrusão (MEV). ... 60
Figura 36. Micrografia mostrando a seção longitudinal da amostra deformada em 1 passe. Matriz de 120º. A seta indica o sentido de extrusão (MEV). ... 61
Figura 37. Micrografia mostrando a seção longitudinal da amostra deformada em 1 passe. (MEV). ... 62
Figura 38. Micrografia mostrando a seção longitudinal da amostra deformada em 14 passes, ângulo de 120°. A seta indica o sentido de extrusão (MEV). ... 62
Figura 39. Micrografia mostrando a seção longitudinal da amostra deformada em 14 passes, ângulo de 90°. A seta indica o sentido de extrusão (MEV). ... 63
Figura 40. Valores de Dureza Vickers das matrizes de 90° e 120° em decorrência da variação do número de passes. ... 68
LISTA DE GRÁFICOS
Tabela 1. Variáveis experimentais para a deformação do nióbio. ... 44
Tabela 2. Parâmetros da deformação ECAP em matriz de 120°. ... 47
Tabela 3. Parâmetros da deformação ECAP em matriz de 90°. ... 54
Tabela 4. Dureza Vickers do nióbio no estado como recebido e homogeneizado ... 64
Tabela 5. Dureza Vickers das amostras deformadas por ECAP em ângulo de 120° e 90°. ... 64
Tabela 6. Dureza Vickers das amostras deformação por ECAP em matriz de 120°. ... 66
LISTA DE ABREVIATURAS E SÍMBOLOS
ECAP Equal Channel Angular Extrusion CCC Cúbica de Corpo Centrado
CFC Cúbica de Face Centrada HC Hexagonal Compacta HPT High Pressure Torsion SPD Severe Plastic Deformation ARB Accumulative Roll-Bonding DPD Deformação Plástica Dinâmica Ti CP Titânio Comercialmente Puro HV Número Vickers
MEV Microscopia Eletrônica de Varredura MO Microscopia Óptica
LISTA DE SÍMBOLOS
E Módulo de Elasticidade G Módulo de Cisalhamento N Número de Passes γ Deformação cisalhante Deformação Verdadeira l Espessura Ângulo de Canal Ψ Ângulo de Curvatura Tensão Cisalhante v Coeficiente de Poisson1. INTRODUÇÃO
Os materiais metálicos exibem uma combinação de alta resistência mecânica, corrosão e tenacidade à fratura, que são propriedades adequadas para diversas aplicações (RATNER et al., 2013). Com algumas limitações os materiais metálicos vêm sendo bastante explorados com o intuito de aperfeiçoar o seu desempenho. Entre as técnicas empregadas para essa melhoria, uma que ganhou bastante destaque nos últimos anos foi à deformação plástica severa (Severe Plastic Deformation – SPD), método para obtenção de materiais com grãos ultrafinos que possibilitam processar grande quantidade de materiais e essa deformação acontece sem que ocorra a redução da seção transversal do material deformado (VALIEV & LANGDON, 2014).
Existem outras técnicas de processamento de deformação plástica severa, estas podem ser divididas em quatro grupos principais: métodos baseados em torção e compressão, métodos de extrusão, métodos baseados em rolamento e métodos baseados na forja. As técnicas convencionais largamente utilizadas para a obtenção de estruturas refinadas incluem o forjamento, laminação acumulativa (Accumulative Roll-Bonding - ARB), torção de alta pressão (High Pressure Torsion – HPT) e extrusão (KAPOOR, 2017; LENARD, 2014).
Entre as várias técnicas SPD, o método de prensagem em canais equiangulares (Equal Channel Angular Pressing – ECAP) é de longe, a técnica mais promissora, sendo capaz de produzir grandes volumes de materiais suficientes para aplicações práticas. Desenvolvida por SEGAL e colaboradores (1981), a técnica envolve a prensagem do material em dois canais com secções transversais iguais, cruzando-se em um ângulo (θ) e do ângulo de curvatura (Ψ), submetida a cisalhamento simples, mantendo a área da secção transversal original do material deformado (MUHAMMAD
et al., 2017). O processo ECAP pode ser repetido até que a saturação de refino seja
atingida, levando a grandes quantidades de deformação cisalhante (VALIEV et al., 2000).
O Brasil mantém a liderança na oferta de nióbio no cenário mundial o que proporciona a sua vasta utilização nos diferentes segmentos de materiais. Este metal possui relevância do ponto de vista tecnológico, e deve ser estudado para agregar importância tecnológica, agregar valor e gerar riqueza ao país (YAN & FRAY, 2002). A
escolha do nióbio para este estudo é justificada pelos seguintes motivos: a) o metal é bastante dúctil; b) nenhuma transformação de fase ocorre no intervalo entre a temperatura ambiente e o ponto de fusão do material; c) o nióbio é um metal que possui relevantes aplicações na engenharia. Uma das deficiências do nióbio se refere à carência de resistência mecânica, uma alternativa viável para aperfeiçoar essa limitação é a aplicação de SPD para promover o aumento dos limites de escoamento e de resistência do nióbio mediante o refinamento microestrutural, e a consequente formação de uma elevada fração de contornos de alto ângulo induzidos por deformação plástica (mecanismo de Hall-Petch) (BERNANDI, 2009).
Muitos artigos foram publicados relatando mudanças nas propriedades mecânicas do nióbio e suas ligas após refino de grão por ECAP (SANDIM et al., 2007; MATHAUDHU, et al., 2005), mas são escassos os estudos que visam analisar a variação do ângulo entre os canais (90° e 120°) com rota Bc e ângulo de curvatura igual a 0, que são as condições apropriadas para deformação ECAP identificadas (ROODPOSHTI et al., 2015). O objetivo dessa dissertação é processar o nióbio pela técnica de deformação severa (SPD) através do método de prensagem em canais equiangulares (ECAP) empregando duas matrizes de deformação, 90° e 120°, e avaliar a evolução da microestrutura nos múltiplos passes de deformação e sua relação com as propriedades mecânicas.
2. OBJETIVOS
2.1. OBJETIVO GERAL
Processar mecanicamente o nióbio puro pela técnica de deformação plástica severa (SPD) através do método de prensagem em canais equiangulares (ECAP) para analisar o efeito do processo em diferentes ângulos de canal de matriz na microestrutura e nas propriedades mecânicas.
2.2. OBJETIVOS ESPECÍFICOS
Projetar e preparar duas matrizes de deformação ECAP com ângulos de 90° e 120°;
Deformar por ECAP as amostras de nióbio e analisar as modificações microestruturais advindas do processo, nas matrizes de 90° e 120°;
Analisar o efeito do número de passes na microestrutura e a relação nos valores de dureza; em ambas as matrizes;
Levantar as variáveis de processo para o novo projeto das duas matrizes de deformação.
3. REVISÃO DE LITERARTURA
3.1. ESTRUTURA E PROPRIEDADES DO NIÓBIO
O nióbio foi descoberto na Inglaterra em 1801, por Charles Hatchett, na época foi chamado de colúmbio. Posteriormente, o químico alemão Heinrich Rose atribuiu o nome nióbio, achando se tratar de outro elemento. Com o início da corrida espacial na década de 1950, aumentou a procura pelo nióbio, ligas de nióbio foram desenvolvidas para utilização na indústria espacial, nuclear, aeronáutica e siderúrgica (SILVA, 2012).
O nióbio tem uma estrutura cúbica de corpo centrado (CCC) e propriedades únicas, como um ponto de fusão alto, alta ductilidade, boa resistência à corrosão e biocompatibilidade (SANDIM et al., 2007). No que se refere à corrosão, o nióbio possui de moderada a alta resistência à corrosão, é um material conhecido por resistir a diferentes tipos de meios corrosivos, como atmosferas marítimas e atmosferas oxidantes (MARIANO, 2008; LI et al., 2012).
As propriedades mecânicas do nióbio e suas ligas são influenciadas pela presença de quantidades relativamente pequenas de impurezas intersticiais, como oxigênio, nitrogênio e carbono. O nióbio é altamente reativo e reage com O e N durante a fusão, fabricação e serviço à alta temperatura (SANKAR et al., 2013). Sua resistência a tração em temperatura ambiente até 250°C é de aproximadamente 280MPa, seu coeficiente de Poisson na temperatura de 25ºC é de 0,38, e módulo de elasticidade de 103 GPa (tensão), a temperatura de transição dúctil-frágil é de 147 K (-126ºC), sendo que essa pode aumentar com a diminuição da pureza do nióbio (SUTHERLIN et al., 2001; MENON et al., 2002). A resistência à tração do nióbio varia em função da temperatura, em 1000 °C ocorre redução para aproximadamente 60 MPa, considerando uma elevada pureza comercial (MENON et al, 2002).
Diversas tentativas são realizadas para que o nióbio se torne um metal mais duro e mais resistente visando seu emprego em diferentes aplicações, várias técnicas de deformação são empregadas visando a melhora de propriedades mecânicas, dessa forma a deformação plástica severa comumente utilizada para modificar as propriedades, pode ser bastante eficiente para promover o endurecimento sem afetar a condutividade térmica e elétrica do nióbio, essa mesma situação ocorre quando o endurecimento se faz por meio de adição de elementos de liga (substitucionais e intersticiais) (MATHAUDHU et al, 2005).
Uma das aplicações mais importante do nióbio é como elemento de liga para conferir mais resistência, conformabilidade plástica e ductilidade em produtos de aço, especialmente nos aços de alta resistência e baixa liga, além de superligas que operam a altas temperaturas em turbinas das aeronaves a jato. O nióbio também é empregado na produção de aço inoxidável, de ligas supercondutoras usadas na fabricação de magnetos para tomógrafos de ressonância magnética. Outas aplicações estão relacionadas ao uso do nióbio em cerâmicas eletrônicas, em lentes para câmeras, na indústria naval e, na ferroviária para a fabricação dos “trens bala” (SILVA, 2012).
O nióbio é empregado na indústria química em aplicações ligadas a revestimentos para reatores químicos, válvulas e tubos, na fabricação de dispositivos para o uso em altas temperaturas dentre outras aplicações. Esse material é também utilizado como elemento de liga como, por exemplo, Fe-Nb e Ni-Nb, Ti-Nb, (para adição) em aços e superligas (SANDIN, 1996; LINS, 2001; TAVARES et al, 2014).
3.2. DEFORMAÇÃO PLÁSTICA SEVERA
Nos últimos anos, pesquisa e desenvolvimento em materiais nano ou materiais de grãos ultrafinos desenvolvidos por técnicas de deformação plástica severa (Severe
Plastic Deformation - SPD) deram um salto gigantesco. A razão por trás das
propriedades excepcionais obtidas em materiais processados por SPD foi atribuída à microestrutura do material obtida nesse processo de deformação (VALIEV, 2000).
Algumas características microestruturais importantes que determinam as propriedades dos materiais submetidos à SPD são: (i) tamanho e orientação dos grãos nanométricos, (ii) características dos sub-grãos (iii) textura cristalográfica e (iv) tamanho e distribuição de partículas de segunda fase. Para atender às futuras necessidades industriais, os pesquisadores tentaram aproveitar essas modificações microestruturais, otimizando a via de processamento SPD e os tratamentos pós SPD (DHAL et al., 2017).
Os materiais que sofreram uma deformação plástica severa exibem propriedades únicas que normalmente não são observados em métodos convencionais de deformação, como a formação de grãos grosseiros e ligeiramente deformados. A capacidade dos materiais para sofrerem uma grande deformação plástica depende das suas estruturas
cristalinas, diferentes sistemas de deslizamento têm a capacidade de grandes deformações plásticas, enquanto aqueles com sistemas deslizantes limitados têm dificuldade em deformar. Em geral, materiais metálicos com estrutura cristalina CFC e CCC têm maior número de sistemas de deslizamento e podem ser deformados com maior facilidade a temperaturas ambiente, enquanto que aqueles com estruturas HC possuem sistemas de deslizamento limitados e precisam ser deformados a temperaturas mais elevadas em que os sistemas deslizantes adicionais se tornam ativos (KAPOOR, 2017).
O estudo de materiais submetidos à deformação plástica severa (SPD) tem recebido atenção de pesquisadores para as significativas mudanças na microestrutura e propriedades de metais submetidos a esse processamento, devido à capacidade de produzir refinamento de grão em materiais policristalinos (VALIEV et al., 2000).
O campo de SPD fornece uma grande variedade de técnicas de deformação e representa hoje em dia uma ferramenta versátil para formar metais e ligas nanocristalinas e materiais ultrafinos (ESTIN, 2013; VALIEV et al., 2015). No entanto, o SPD também aparece na vida cotidiana em várias situações de forma não intencional. Um exemplo proeminente é conhecido por ferrovias. Dentro da zona de contato da roda ferroviária sob condições de carga específicas, incluindo altas forças de contato compressivas e tensões tangenciais de cisalhamento, o esforço de cisalhamento severo semelhante ao SPD pode ocorrer em áreas localizadas e diversas em situações rotineiras do dia a dia (LEITNER, et al., 2018).
A rigor, processamentos SPD são considerados como qualquer método de conformação de metais, sob intensa pressão, que pode ser usada para impor alta deformação em um sólido (ZHILYAEV e LANGDON, 2008). Diversas vantagens são atribuídas às técnicas SPD:
Potencial para deformar amostras em grandes volumes sem a introdução de qualquer porosidade ou contaminantes (XU et al, 2005; AIDA et al., 2001; ZHU & LOWE, 2000);
Deforma sem redução da seção transversal, diferente de como ocorre nas técnicas convencionais, como laminação, trefilação e forjamento (XU et al., 2005);
Aplica-se facilmente a uma ampla quantidade de metais e ligas, sem produzir alterações significativas nas variáveis de processamento (HORITA et al., 2001; Xu et al, 2005);
Promove à formação de uma microestrutura de granulação fina. (FUKUDA et al., 2006; VALIEV et al., 2012);
Obtenção de material com dimensões suficientes para permitir a realização de ensaios de tração e compressão (VALIEV, 2004).
Diferentes métodos de SPD, como extrusão ou prensagem em canal equiangular (Equal Channel Angular Pressing – ECAP), torsão em alta pressão (High Pressure
Torsion - HPT), laminação a frio, deformação plástica dinâmica (DPD), laminação
acumulativa (Accumulative Roll-Bonding – ARB) e outros foram amplamente utilizados na indústria e nos laboratórios de pesquisa para melhorar as propriedades mecânicas de metais e ligas (MOSHKOVICH et al., 2017). A técnica de SPD mais atrativa e que potencialmente apresenta os melhores resultados é a prensagem em canal equiangular (ECAP ou ECAE), (SEGAL, 1995; FURUKAWA, 2001).
Existem outras técnicas de processamento de deformação plástica severas menos comuns. Alguns deles são extrusão de torção, compressão de extrusão cíclica, ondulação e alisamento repetitivo, estas são menos utilizadas que as citadas anteriormente. Essas técnicas de deformação severa são todos processos em lote. Estes métodos podem ser divididos em quatro grupos principais: métodos baseados em torção e compressão, métodos de extrusão, métodos baseados em rolamento e métodos baseados na forja (KAPOOR, 2017; LENARD, 2014).
3.2.1. Torção de alta pressão
A torção de alta pressão (High Pressure Torsion - HPT) é uma técnica em que discos de um material são submetidos à torção e alta pressão simultâneas como mostrado na Figura 1. A dimensão da amostra é geralmente de cerca de 20 mm de diâmetro e cerca de 0,2 e 0,5 mm de espessura. Uma pressão em torno de 5 GPa é aplicada verticalmente para pressionar a amostra no suporte. Esta configuração restringe a amostra em todos os lados. O êmbolo é então rodado, aplicando assim uma deformação na amostra (KAPOOR, 2017).
Figura 1. Desenho esquemático da configuração de torção de alta pressão (HPT) (AZUSHIMA et al., 2008).
A força de fricção entre o êmbolo e a amostra, e entre a amostra e o suporte, ajudam a deformar o material pelo êmbolo rotativo. Para o cálculo da deformação imposta ao material, devido às forças de fricção, obtida pela Eq.1. A deformação cisalhante obtida é:
𝛾 =2𝜋𝑟𝑁
𝑙 (Eq. 1)
Onde r é o raio, l é a espessura do disco e N o número de rotações. Verifica-se que a deformação cisalhante aumenta com o aumento do raio, tornando assim a deformação não homogênea. No entanto, observou-se que, com o aumento do número de rotações, a microestrutura tende a homogeneizar (ZHILYAEV & LANGDON, 2008).
As desvantagens atribuídas ao HPT é a sua limitação em processar material em grande volume para algumas aplicações, haja vista que as dimensões finais do material deformado obtido por esse processo de SPD são discos com 20 mm de diâmetro por 1 mm de espessura, inviabilizando algumas aplicações comerciais (AZUSHIMA et al., 2008). Outra desvantagem, atribuída por VALIEV e colaboradores (2000) é a ausência de homogeneidade microestrutural nas amostras deformadas por HPT causada pela
diferente intensidade da deformação cisalhante entre o centro e a borda do disco (VALIEV et al., 2000).
Os trabalhos de VALIEV e colaboradores (2000) validou a teoria do HPT com observações do titânio deformado, e analisado por microscopia eletrônica de transmissão e microscopia eletrônica de alta resolução que revelaram que os contornos dos grãos não estão bem definidos, mas são ondulados e curvos, indicando a presença de numerosos defeitos atômicos. Além disso, há uma variação no ângulo de orientação ao longo do mesmo limite em cerca de 5°, provavelmente como resultado da presença de discordâncias (KAPOOR, 2017).
3.2.2. Laminação Acumulativa (Accumulative Roll-Bonding - ARB)
Este processo foi pioneiro por Saito et al. (1999) e desenvolvido e utilizado principalmente para ligas de Al. Nesse tipo de SPD a amostra que será laminada é constituída de duas chapas metálicas empilhadas. Antes de empilhar as folhas juntas, as superfícies são desengorduradas e limpas com uma escova de arame para remover a camada de óxido para facilitar a união das folhas durante a laminação subsequente (KAPOOR, 2017; MOROVVATI, 2017). A laminação geralmente é realizada em temperaturas elevadas para assegurar a ligação das superfícies durante a laminação.
Durante a laminação as chapas metálicas são deformadas até metade da espessura inicial, cada passe de laminação para que haja a devida junção entre as mesmas como mostrado na Figura 2. Tal processo é repetido diversas vezes, a amostra é cortada e empilhada a fim de se realizar refino de grão até a escala nanométrica (grão com tamanho médio de grãos menor que um micrômetro) (SANTOS FILHO, 2009).
A laminação é importantíssima no processo de fabricação sendo que 90% de todos os metais são laminados em algum ponto da etapa de fabricação. Essa técnica tem algumas limitações, uma delas diz respeito à possível redução total de espessura, que se ocorre devido a tensão total obtida por passagem (LENARD, 2014).
Figura 2. Desenho esquemático da configuração de laminação acumulativa (ARB) (AZUSHIMA et al., 2008).
3.2.3. Processamento por ECAP
Dentre as técnicas de SPD apresentadas o ECAP é o método mais promissor. Embora esse método não possibilite a formação de grãos menores que 100 nm, é atrativo por ser relativamente barato e pela capacidade de se processar grande quantidade de material sem mudança da seção transversal do mesmo (AIDA et al., 2001; ZHU & LOWE, 2000). O ECAP também possibilita que as amostras deformadas tenham dimensões suficientes para permitir a realização de ensaios de tração e compressão (VALIEV, 2004).
O ECAP foi inventado e descrito pela primeira vez em 1972 para aplicação em diferentes materiais para solucionar problemas na indústria. No início da década de 1990 com crescente interesse em materiais ultrafinos, o ECAP tornou-se objeto de esforços consideráveis e a pesquisa sobre esse tipo de deformação aumentou. Foram publicados vários trabalhos com ligas analisando a evolução da microestrutura e suas relações com as propriedades, focados no refinamento de grãos de metais altamente deformados, que é uma das aplicações do ECAP (SEGAL, 1974).
A modelagem teórica e experimental da mecânica do ECAP foi realizada através de simulação computacional, pela técnica de elementos finitos e possibilitou projetos de matrizes de compressão ECAP para a obtenção de uma microestrutura
característica de grãos ultrafinos uniformes. Foram obtidas imagens de distribuição de intensidade de deformação e pressão de contato durante diferentes condições de fricção, entre a amostra e o canal ECAP. Dessa forma, modificações foram introduzidas nas matrizes desenvolvidas até então, com base nos resultados obtidos da modelagem experimental (VALIEV, 2004).
A técnica do ECAP tem como objetivo introduzir uma deformação plástica severa a um material sem alterar a seção transversal da amostra, dessa forma é possível refinar o material pelo número de passagens pela matriz, aumentando o nível da deformação (VALIEV, 1997).
O ECAP é um método de deformação por cisalhamento, realizado em uma matriz com dois canais ligados entre si que se interceptam por ângulo θ (frequentemente, θ = 90° ou 120°). Dependendo do material processado e das propriedades desejadas, este ângulo pode variar entre 90° a 157,5°. Para que haja deformação, a amostra é colocada no primeiro canal e pressionada através de um punção. A Figura 3 mostra como esse processo de deformação ocorre (SIVAKUMAR, 2004; VALIEV e LANGDON, 2006).
3.2.3.1. Fatores experimentais que influenciam o processo ECAP
a) Quantidade de passes
Um dos principais fatores que influenciam as propriedades dos materiais submetidos à ECAP é a quantidade de passes ou número de vezes que a amostra é processada. O aumento do número de passes permite elevar o nível da deformação imposta ao material e promover uma maior homogeneidade de deformação ao longo da amostra (SORDI et al., 2012). Com o aumento do número de passes aplicados, a interseção de bandas de deformação na estrutura é intensificada, propiciando um maior grau de refinamento, geralmente levando à formação de grãos com dimensões nanométricas (BERNARDI, 2009).
As amostras de alumínio puro e uma liga de Al-6061 foram processadas pelo ECAP para até oito passagens e as medidas da microdureza Vickers (HV), foram registradas nas seções transversais polidas, os resultados mostraram que há uma distribuição de dureza homogênea nos materiais, mas a dureza média aumenta em um fator de aproximadamente 2 × após uma única passagem e permanece razoavelmente constante com passagens adicionais em Alumínio (XU et al., 2005).
ZHAO et al., (2010) identificaram um problema no processamento do Titânio comercialmente puro (Ti CP) em temperatura ambiente através do ângulo θ = 120°, a partir do estudo das passagens por ECAP e verificou que acima de 8 passes as amostras do Ti CP fraturaram, demonstrando seu limite máximo de deformação. E até o limite de fratura as amostras apresentaram uma redução do tamanho de grão de 23 μm para 200 nm e a resistência à tração aumentou de 530 MPa para 790 MPa.
b) Rotas de processamento
Após a primeira passagem pelo canal da matriz ECAP, a área transversal da amostra deformada permanece inalterada, é possível que a mesma amostra seja colocada repetidamente no canal da matriz, capaz de promover altas deformações (FURUKAWA
et al., 1998). A importância da rotação entre os múltiplos passes foi identificada por
SEGAL (1995), que identificou que diferentes rotas empregadas entre os passes resultariam em microestruturas diferenciadas e específicas da rota empregada.
As múltiplas passagens via ECAP possibilitam girar as amostras em torno do seu eixo longitudinal entre as passagens consecutivas, criando diferentes rotas ECAP, que influenciam significativamente o refinamento dos grãos e sua forma, sendo assim é de interesse encontrar a rota mais eficiente no refinamento dos mesmos (ZHU & LOWE, 2000; STOLYAROV et al, 2001).
Atualmente a literatura define quatro rotas de processamento entre os passes e sua influência na microestrutura do material. A Figura 4 ilustra essas quatro rotas para mais de um passe pela matriz de ECAP (IWAHASHI et al., 1998; ROODPOSHTI et
al., 2015; ADEDOKUN, 2011):
Rota A: A posição da amostra deformada é mantida, não há rotação em torno do eixo entre cada passe;
Rota BA: A amostra é girada 90º em sentidos horários e anti-horário, alternadamente, entre cada passe;
Rota BC: a amostra é girada em 90° entre cada ciclo de extrusão sempre na mesma direção;
Rota C: a amostra é girada em 180º no mesmo sentido.
Figura 4. Quatro diferentes rotas de processamento da matriz de ECAP. Como a amostra sai da matriz e a rota específica para a passagem seguinte no canal (ADEDOKUN, 2011).
SUWAS e colaboradores (2007) processaram o Mg puro via ECAP em alta temperatura (250° C) pela rota A, BC e C em até quatro passagens e observaram que a evolução da textura de deformação aumentava com o número de passes ECAP. Cada rota deu origem a uma textura característica. As rotas que mais refinaram os grãos foram a C e BC, que apresentaram um tamanho médio de grão de 6-8µm após quatro passes.
Na revisão teórica de ROODPOSHTI e colaboradores (2015) é relatada a eficiência da rota BC e θ = 90° em temperatura ambiente, de acordo com as mudanças microestruturais, observadas na Figura 5.
Figura 5. Microestruturas ópticas de Ti-CP. Primeira passagem (a) e segunda passagem na rota A (b), segunda passagem na rota BC (c) e segunda passagem na rota C (d) (ROODPOSHTI, et al., 2015).
A Figura 5(a) mostra a microestrutura do Ti–CP após a primeira passagem. A linha de fluxo tem uma inclinação de 30° para a direção longitudinal. Após a segunda passagem, a microestrutura torna-se altamente dependente da via de processamento. Na rota A, aparece uma maior inclinação com espaço de linhas de deformação mais homogênea (Fig. 5 (b)). A Figura 5 (c) demonstra a micrografia do material após a segunda passagem com a rota BC, as linhas de fluxo têm essencialmente o mesmo alinhamento, espaçamento entre linhas menor que para a primeira passagem e microestrutura mais homogênea que as demais rotas. Para a rota C produz microestrutura mais homogênea que a rota A, devido à restauração da deformação do cisalhamento após cada passagem (Fig. 5 (d)).
A diferença de microestrutura atribuída a cada um dos passes é justificada pela diferença da quantidade e sentidos dos giros entre cada uma das passagens pela matriz de deformação. Para as diferentes rotas, diferentes planos e direção de cisalhamento são ativados, como ilustra esquematicamente a Figura 6 (ZHU & LOWE, 2000).
Nos trabalhos de IWAHASHI e colaboradores (1998) foi possível verificar que a microestrutura evolui mais rapidamente para uma matriz com contornos de alto ângulo quando a deformação é conduzida usando a rota BC, quando se compara as deformações impostas com as rotas A, BA e C, essa formação se justifica à dualidade dos planos de cisalhamento na rota BC, onde os subgrãos são criados em dois conjuntos diferentes de planos com o aumento do número de passes. Entre as rotas A e C, a evolução dos contornos de baixo para alto ângulo foi mais intensa em C, já que a deformação ocorre em um único plano de cisalhamento.
Figura 6. Planos preferenciais para deformação por cisalhamento em amostras deformadas por ECAP pelas rotas A, BA, BC e C de ECAP em matrizes de 90° e 120º (ZHU & LOWE, 2000).
c) Ângulo de curvatura (Ψ) e ângulo do canal (θ)
Além da rota de processamento, outro fator que afeta significativamente a microestrutura do material é o ângulo de intersecção dos canais (ZHU & LOWE, 2000). No processo ECAP a deformação cisalhante (γ) homogênea e uniforme depende do ângulo do canal (θ) e do ângulo de curvatura (Ψ). A Figura 7a mostra um elemento abcd que através do processo ECAP torna-se deformado por cisalhamento simples com uma configuração a’b’c’d’ (VALIEV e LANGDON, 2006).
Figura 7. Princípio de ECAP onde Φ é o ângulo de interseção dos dois canais e Ψ é o da curvatura no ponto de interseção: (a) Ψ = 0, (b) Ψ = 𝝅 – θ.
Para a situação em que Ψ = 0 na Fig. 7 (a), um pequeno elemento quadrado no canal de entrada, torna-se distorcido no paralelogramo a’b’c’d’. Pode ser demonstrado a partir dos primeiros princípios que a tensão de cisalhamento, γ, é dada por
γ = 𝑎′𝑞
𝑞 𝑑′ (Eq. 2)
Onde 𝑞𝑑′ = 𝑎𝑑 e 𝑎′𝑞 = 2𝑎𝑑 cot (θ
2). Substituindo os valores correspondentes temos a seguinte equação:
𝛾 = 2 cot (θ
2) (Eq. 3)
Após múltiplos passes a deformação cisalhante depois é dada pela equação (4) (SEGAL et al., 1997).
𝛾 = 2 N cot (θ
A partir do critério de Von Mises é possível fazer uma relação entre deformação cisalhante () e a deformação verdadeira () como mostra a equação (5). Haja vista que se trata de um cisalhamento simples, consideram-se as 𝜎𝑥, 𝜎𝑦, 𝜎𝑧, 𝜏𝑦𝑧 e 𝜏𝑥𝑧 iguais a zero, dessa forma a equação (5) pode ser reduzida a equação (6):
𝜎𝑉𝑀= 1 √2 [(𝜎𝑥− 𝜎𝑦) 2 + (𝜎𝑦− 𝜎𝑧)2+ (𝜎𝑧− 𝜎𝑥)2 + 6 (𝜏𝑥𝑦2+ 𝜏𝑦𝑧2+ 𝜏𝑥𝑧2) ] 1 2 (Eq. 5) 𝜎𝑉𝑀 = 𝜏𝑥𝑦 √3 (Eq. 6)
A deformação cisalhante () e a tensão cisalhante () são proporcionais umas as outras, equação (7). O módulo de cisalhamento (G) pode ser expresso em função do módulo de elasticidade (E) e do coeficiente de Poisson (), equação (8), (DIETER, 1981).
𝜏𝑥𝑦= 𝛾𝑥𝑦 𝐺 (Eq. 7)
𝐺 = 𝐸
2(1+ 𝑣) (Eq. 8)
Substituindo a equação (8) na equação (7), tem-se a equação (9):
𝜏𝑥𝑦= 𝛾𝑥𝑦 𝐸
2(1+ 𝑣) (Eq. 9)
Para a deformação via ECAP, pode-se considerar = ½, de acordo com o volume constante da amostra (DIETER, 1981). A equação (9) torna-se:
𝜏𝑥𝑦 = 𝛾𝑥𝑦 𝐸
3 (Eq. 10)
Substituindo a equação (10) na equação (6) tem-se:
𝜀𝑉𝑀 = 𝛾
√3 (Eq. 11)
A relação da deformação verdadeira () em função do número de passes (N) como proposta por Segal (1997) é obtida substituindo a equação (11) na equação (4):
𝜀 = 2𝑁𝑐𝑜𝑡 (
θ
2)
√3 (Eq. 12)
A segunda condição de deformação onde Ψ0, proposta por Iwahashi (1996) a deformação verdadeira () pode ser obtida pela equação (13):
𝜀 = 𝑁 √3 [2 cot ( θ 2+ 𝛹 2) + 𝛹 𝑐𝑜𝑠𝑒𝑐 ( θ 2+ 𝛹 2) ] (Eq. 13)
Esta equação fornece um procedimento simples e direto para estimar a deformação para qualquer condição do processamento por ECAP, desde que sejam conhecidos os de θ e Ψ (VALIEV & LANGDON, 2006; XIA & WANG, 2001).
O estudo da severidade em decorrência do ângulo do canal θ, foi associado ao método dos elementos finitos aplicados à condição de deformação plana, em ausência de atrito, e se observou que a magnitude das deformações plásticas efetivas foi afetada por θe este exerce importantíssima influência sobre a distribuição da deformação nas amostras submetidas à ECAP (MEDEIROS, 2008).
DUMOULIN et al. (2005) observaram que o expoente de encruamento e as condições de atrito, nesse caso o θ, se mostraram mais relevantes sobre a
homogeneidade de deformações plásticas efetivas. Por outro lado, os autores identificaram que com o aumento de θhouve uma redução no valor médio de deformação efetiva, embora se atingisse o valor máximo de homogeneidade de deformações para ângulos intermediários, como é o caso dos ângulos de 110° como mostra a Figura 8.
Figura 8. Efeitos do ângulo θ sobre a homogeneidade de deformações e a curvatura da amostra. (Adaptado de DUMOULIN et al., 2005).
Experiências foram conduzidas por NAKASHIMA e colaboradores (1998) para investigar a influência do ângulo do canal, θ, e o arco de curvatura, Ψ, no desenvolvimento de uma estrutura de grãos ultrafinos. Os testes foram realizados usando matrizes com ângulos de canais de 90°, 112,5°, 135° e 157,5° e arco de curvatura Ψ variando entre 10° e 30°. As amostras foram deformadas por 4, 6, 9 e 19 passes em matrizes com ângulos de 90°, 112,5°, 135° e 157,5°. Isso permitiu que todas as amostras tivessem o mesmo nível de deformação equivalente total (~4).
Os autores utilizaram o método dos elementos finitos aplicados à condição de deformação plana, em ausência de atrito, e observaram que a magnitude das deformações plásticas efetivas foi afetada por θ e Ψ, sendo que quanto maior Ψ, menor a quantidade de deformação atribuída ao material por passe de extrusão (MEDEIROS, 2008). O ângulo Ψ pouco influencia na deformação imposta na amostra, mas foi observado que influencia na homogeneidade de deformação na amostra. Quanto maior o ângulo Ψ, maior a homogeneidade (VALIEV; LANGDON, 2006; AIDA et al., 2001).
C urva tura da Amost ra Ângulo do canal θ Homogeneidade Deformação efetiva Curvatura da amostra Homog en eidade / D ef. e fe .
Para θ igual ou maior que 90º qualquer valor de Ψproduz uma variação na deformação menor que 5 % (AIDA et al., 2001).
d) Temperatura de prensagem
A temperatura é um dos fatores que influenciam a microestrutura em materiais deformados por ECAP (POGGIALI, 2015). Para uma estrutura melhor refinada a menor temperatura possível deve ser conduzida durante o processo de deformação, com um aumento da temperatura de deformação o tamanho dos grãos aumenta, bem como a fração de contornos de baixo ângulo. Esta última é justificada pela alta taxa de recuperação, dependente do material, que facilita a aniquilação de discordâncias dentro dos grãos e consequentemente uma diminuição no número de discordâncias absorvidas nas paredes de subgrão (YAMASHITA et al., 2000; VALIEV; LANGDON, 2006).
No processo de deformação via ECAP o aumento de temperatura pode resultar em um aumento do tamanho dos sub-grãos final produzidos. MAZURINA e colaboradores (2008) classificaram as mudanças microestruturais em três fases: (1) formação de bandas de deformação; (2) desenvolvimento de grandes bandas e fragmentação dos grãos; (3) rápido surgimento de novos grãos. Das três fases, a (3) é a única que é influenciada por temperaturas elevadas. Sendo que o aumento da temperatura de deformação leva a fração de novos grãos e o aumento do tamanho dos mesmos na fase 3.
Em amostras de alumínio puro e suas ligas (liga Al-3Mg e Al-3Mg-0,2Sc) processados em ECAP à temperatura de 573K, os resultados destes experimentos mostraram duas tendências importantes. Primeiro, houve um aumento no tamanho do grão com o aumento da temperatura, como ilustra a Figura 9, outra observação foi o aumento do número de contornos de baixo ângulo com o aumento da temperatura (YAMASHITA et al., 2000).
Figura 9. Tamanho de grão e temperatura de processamento para Al puro, ligas Al-3%Mg e Al-Al-3%Mg-0,2%Sc deformadas por ECAP (Adaptado de YAMASHITA et al., 2000).
3.2.3.2. Microestrutura de materiais processados por ECAP
No processo de deformação plástica de um material, a subdivisão dos grãos se dá através da multiplicação das discordâncias e formação dos contornos necessários para acomodar as diferenças de orientação entre os cristalitos, os grãos apresentam direção de crescimentos diferentes, o que significa que a tensão aplicada vai formar diferentes ângulos com os planos e direções de deslizamentos dos diferentes grãos (HUGHES & HANSEN, 1997).
Um material com granulação fina tem dureza maior e é mais resistente que um material com granulação grosseira, uma vez que o primeiro possui maior área total de contornos de grão para impedir o movimento de discordâncias, para muitos materiais, o limite de escoamento 𝜎0 varia de acordo com o grão de acordo com a equação (14). (LANGDON, 2013).
𝜎𝑒= 𝜎0 + 𝐾𝑒.𝑑−1/2 (Eq. 14)
Onde 𝜎𝑒 e Ke são constante que dependem do material e d o diâmetro médio do grão. Deve ser observado que a equação (14) não é válida para materiais policristalinos
com grãos grosseiros ou extremamente finos (100-1000 nm), produzidos por deformação plástica severa. Estudos recentes mostraram que alguns materiais de granulação ultrafina podem apresentar resistências maiores do que a prevista pela relação de Hall-Petch (VALIEV et al., 2012).
Para o processo de refinamento de grãos pelo processo ECAP é capaz de ser produzidos materiais com granulação ultrafina (tamanhos de grão na faixa de 100 - 1000 nm), essa mudança microestrutural é capaz de afetar as propriedades do material como resistência mecânica e ductilidade do material (ROODPOSHTI et al., 2015).
ITO E HORITA (2009) propuseram um modelo de refinamento dos grãos processados por ECAP, que ocorre por fragmentação direta, pelo acúmulo de discordâncias, onde a microestrutura grosseira é dividida em uma estrutura de grão fino, como mostrado no esquema da Figura 10. A primeira região (I) há o acumulo de discordâncias e formação dos limites do subgrão. Considera-se que os limites de subgrãos se formam devido à aglomeração de discordâncias. Na segunda região (II), há a diminuição da densidade de discordâncias dentro dos grãos. Considera-se que a diminuição da densidade de deslocamento ocorre porque muitas discordâncias são aniquiladas nos limites de subgrãos e, ao mesmo tempo, essa aniquilação leva a um aumento nos ângulos de desorientação. Na terceira região (III), é equilibrado, o tamanho do grão permanece o mesmo, incluindo a fração de limites de ângulo alto. No entanto, ainda existem algumas frações de limites de baixo ângulo e isso ocorre porque algumas possíveis aniquilações não são absorvidas, mas contribuíram para a formação de limites de subgrãos.
Com o aumento do número de passagens pelo canal de deformação aumentam-se os contornos de baixo ângulo e suas subsequentes conversões em contornos de alto ângulo, pela absorção de discordâncias nos contornos de baixo ângulo durante o processamento (ITO e HORITA, 2009).
A formação de bandas de cisalhamento (bandas de deformação) é bem comum na microestrutura de materiais processados por ECAP e foi observada em metais processados por ECAP, como magnésio (POGGIALI, 2015) titânio (SILVA, 2017), Nióbio (BERNARDI, 2009), alumínio (ELLAL & SADAWY, 2015) e em ligas Ti-6Al-4V (QUARNI, 2017). Essas bandas são facilmente encontradas em algumas regiões da amostra e indicam que nesse local a amostra sofreu um cisalhamento mais intenso. Com o aumento da deformação verdadeira imposta ao material, as bandas de cisalhamento se
aliam a direção de deformação, e a diferença de orientação entre as regiões delimitadas por esses contornos aumenta (HUGHES & HANSEN, 1997).
Figura 10. Ilustração esquemática da evolução de refino microestrutural, juntamente com descrições que ocorrem nas regiões I, II e III (Adaptado de ITO & HORITA, 2009).
Na figura 11 é possível observar bandas de cisalhamento em amostras de alumínio puro deformadas via rota Bc. A microestrutura é complexa e os contornos de grãos não estão claramente definidos, considerando a presença de bandas de cisalhamento em todo o mapeamento da amostra (IWAHASHI et al., 1998).
Figura 11. Micrografia da amostra de Al deformada por ECAP via rota BC. A região selecionada indica uma banda de cisalhamento (IWAHASHI, et al., 1998).
3.2.3.3. Comportamento mecânico dos materiais processados por ECAP
Restringir ou dificultar a movimentação das discordâncias torna os metais mais resistentes, mais duros e menos dúcteis. A alteração da microestrutura de um metal se dá em consequência da deformação plástica, quando há a um aumento na densidade de discordâncias internas da estrutura. Aumentar a resistência mecânica significa dificultar a movimentação de discordâncias, os obstáculos são responsáveis pela resistência à deformação, causando o encruamento e normalmente envolve redução na ductilidade dos metais, (ZIMMERMANN, 2014).
Através do processamento ECAP, a resistência e a ductilidade do material deformado crescem com o aumento do número de passagens pelo canal de deformação, e é possível correlacionar essas duas propriedades através do “paradoxo da resistência e ductilidade” que relaciona as propriedades e números de passes, esse fenômeno está associado ao aumento da fração de contorno de grãos de alto ângulo equiaxiais (VALIEV & ALEXANDROV, 2002).
O aumento da resistência e ductilidade em metais como Al, Cu, Ni e Ti foram observados nos trabalhos de VALIEV E ALEXANDROV (2002), que chegaram a resultados de aumento de resistência bem como de ductilidade com a deformação acumulativa devido a vários passes através do processo ECAP. A Figura 12 mostra as curvas de tensão-deformação de engenharia das amostras de Al-Mg. Pode ser visto que a resistência do material aumenta com o acréscimo do número de passagens, devido ao aumento da deformação imposta e por consequência o refinamento de grãos e o aumento da densidade de discordâncias. Para a liga de alumínio Al-Mg, a resistência a tração é de cerca de 260 MPa após uma passagem e atinge cerca de 380MPa após quatro passagens. No entanto, o alongamento diminui de 43% para 10% (quatro passagens) (FANG et al., 2007).
Figura 12. Curvas tensão-deformação de ensaios de tração para Al-Mg processada por ECAP (Adaptado de FANG et al., 2007).
3.2.3.4. Materiais Metálicos Processados por ECAP
Diversos materiais têm sido processados via ECAP. Xu e colaboradores (2005) submeteram o alumínio e a liga Al-6061 a, com matriz de 90º e rota Bc em até oito passagens e obtiveram uma estrutura alongada na direção de extrusão após o primeiro passe. Depois de 4 e 8 passes ocorreu o aparecimento de uma microestrutura mais homogênea. Após 8 passes a microestrutura do alumínio pouco mudou, a dureza média aumentou em um fator de aproximadamente 2, após uma única passagem, e permaneceu razoavelmente constante com passagens adicionais, enquanto para a liga houve o aumento gradual de dureza, provavelmente devido aos elementos de liga presentes.
XU E LANGDON (2007) verificaram o grau de homogeneidade da microestrutura em Al puro e na liga Al-6061 com a distribuição da microdureza, que aumentou ligeiramente à medida que o número de passagens do ECAP aumenta de 1 para 4, a melhora na liga Al-6061 é muito menor do que no Al puro. Além disso, a tendência contínua de aumento de dureza mostra a dureza da liga Al-6061 não saturada após quatro passagens de ECAP e, portanto, ao contrário das amostras de Al puro, é mais difícil estabelecer uma microestrutura de equilíbrio na liga Al-6061.
Para SHIN E PARK (2005) que estudaram o refinamento de grão em um aço de baixo carbono processado via ECAP pela rota Bc, deformado por 4 passes, o
refinamento ocorreu até formar uma microestrutura constituída por grãos equiaxiais ultrafinas. Com o aumento do número de passes, contornos de células ou subgrãos se aperfeiçoam levando à formação de contornos de alto ângulo.
O titânio puro foi analisado por ROODPOSHTI e colaboradores (2015) via ECAP que verificaram o efeito dos diferentes tipos de rota, além do efeito do ângulo entre os canais, número de passes e temperatura de processamento. Conseguiram identificar o melhor refino de grão e propriedades mecânicas, combinando: matriz de 90°, rota Bc e tratamento térmico de 450 °C.
O ferro puro também foi deformado por ECAP e recozido até 800 °C, por 8 passes, via rota Bc, foi observado uma distribuição homogênea dos valores de microdureza Vickers. A média do espaçamento entre os contornos de alto ângulo encontrado foi de aproximadamente 650 ± 120 nm. A fração de contornos de alto ângulo obtida para o material deformado foi de 56% e a textura do material após o processo de deformação plástica severa é fraca. A microestrutura do material deformado apresenta estruturas bandeadas que formam um ângulo de 60° com a direção de extrusão (RENZETTI, 2008).
MATHAUDHU e colaboradores (2006) foram alguns dos poucos pesquisadores que trabalharam com a deformação do nióbio por ECAP a rota escolhida foi distinta da adotada nesse Mestrado (rota C), para até 24 passes e se observou uma saturação dos valores de microdureza após 8 passes, indicando que o refinamento microestrutural atingiu o estado estacionário.
4. MATERIAIS E METODOLOGIA
4.1. MATERIAL
O trabalho experimental empregou nióbio comercialmente puro fornecido pela Companhia Brasileira de Metalurgia e Mineração (CBMM).
4.2. METODOLOGIA
4.2.1. Tratamento térmico de Homogeneização
O bloco de nióbio recebido foi cortado na forma de barras de geometria quadrada (6 mm x 6 mm) e comprimento de 100 mm. Essas barras de nióbio apresentaram a geometria ideal para serem colocadas na câmara do forno de tratamento térmico. Antes do tratamento térmico foi realizada limpeza superficial das barras com água e detergente.
O tratamento térmico de homogeneização foi realizado em um forno tubular, constituído por uma câmara de quartzo onde as amostras foram colocadas, Figura 13. A câmara de quartzo foi fechada, submetida a 30 minutos de vácuo e em seguida preenchida com argônio 5.0. O tratamento térmico foi realizado em atmosfera controlada de argônio, na temperatura de 800 °C por 8 horas, seguido por resfriamento no forno. O objeto desse tratamento térmico foi garantir que o material estivesse livre de tensões internas de solidificação e que apresentasse granulometria uniforme.
4.2.2. Produção dos Corpos de Prova
As barras de nióbio homogeneizadas foram cortadas para a produção dos corpos de prova para serem empregados na deformação via ECAP. O corte foi realizado em uma cortadeira metálica para materiais não ferrosos (Cortadeira Metalográfica CM40 da Teclago). As dimensões dos corpos de prova produzidos estão de acordo com as dimensões da região interna do canal da matriz de deformação: base quadrada de 6 mm x 6 mm e altura de 10 mm, observado na Figura 14.
Figura 14. Dimensões do corpo de prova para deformação via ECAP.
4.2.3. Projeto da matriz de deformação do processo ECAP
A matriz utilizada na deformação via ECAP foi projetada no Departamento de Ciência e Engenharia de Materiais - DCEM da Universidade Federal de Sergipe. A primeira etapa do projeto consistiu em uma revisão de literatura que permitiu concluir que a matriz deveria apresentar as seguintes características:
a) Matriz com canal retangular. Os trabalhos realizados com o objetivo de investigação relacionados ao tipo de canal de deformação da matriz, identificaram que matrizes com esses canais, diferente dos canais circulares, apresentaram melhores resultados de textura superficial e dureza (QUANG et al., 2015).
b) Seleção de material de dureza relativamente alta para a produção da matriz, de modo que os canais da matriz resistissem ao atrito dos materiais a serem deformados.
A matriz foi projetada com peças combinadas que formam o canal, com seção quadrada para ângulos de intercessão de θ = 90º e θ = 120º, como mostra a figura 3. A vantagem de se utilizar a matriz desse modelo está relacionada a facilidade no controle
das dimensões na usinagem, outra vantagem imbuída a esse encaixe é que as arestas dos canais são a interseção das peças evitando possíveis trincas devido a altas concentrações de tensões observadas em deformação em metais.
Cada matriz projetada apresentou em comum a peça 1, na qual foram fixadas as demais peças para formar os diferentes ângulos de deformação. As peças 2 e 3 foram utilizadas para formar o ângulo θ = 90° (Figura 15a), enquanto as peças 4 e 5 para formação do ângulo θ = 120° (Figura 15b).
Figura 15. Desenho esquemático da matriz ECAP com canais nos ângulos: (a) θ = 90° e (b) θ = 120°, (SILVA, 2017).
4.2.4. Deformação via ECAP
Nos estudos prévios associados ao projeto e desenvolvimento das matrizes, realizados no grupo de pesquisa de Metais e Ligas do DCEM, foram analisados os seguintes parâmetros: pressões de processamento, comportamento do punção, giro das amostras na rota BC, lubrificação e aspecto físico das amostras deformadas. O presente trabalho tomou como referência para o desenvolvimento experimental os resultados obtidos pelos estudos prévios concluídos pelo grupo de pesquisa.
As amostras de nióbio com 6 x 6 x 10 mm foram deformadas na temperatura ambiente, nas matrizes com ângulos θ = 120º e θ = 90º e empregando a rota BC. A rota BC caracterizada foi escolhida por apresentar melhores possibilidades para se alcançar uma microestrutura refinada e homogênea. Foram produzidos 16 corpos de prova para o estudo da deformação: 8 amostras para θ = 90° e 8 amostras para θ = 120°. Em cada matriz foi avaliado o número de passes. A Tabela 1 apresenta as variáveis experimentais adotadas no trabalho: ângulo da matriz, número de passes e rota de deformação.
Tabela 1. Variáveis experimentais para a deformação do nióbio.
Nb Ângulo (θ) Número de Passes (N) Rota 120° 1, 2, 4, 6, 8, 10, 12, 14 Bc 90° 1, 2, 4, 6, 8, 10, 12, 14 Bc
Na figura 16(a) é observada a matriz com ângulo de 120° e na figura 16(b) a matriz com ângulo de 90°. Para diminuir o atrito ente o corpo de prova e a superfície da matriz, a amostra foi revestida com teflon e lubrificada com desengripante.
Foi utilizada uma prensa hidráulica Marcon com capacidade de 15 toneladas, para aplicação da carga no punção da matriz ECAP. Para a amostragem da região deformada, as regiões mais próximas a superfície foram removidas.
4.2.5. Metalografia
Os corpos de prova de base 6x6mm e comprimento de 10 mm foram cortados ao meio. A região central foi embutida, lixada e polida e atacada para análise metalográfica e medidas de dureza.
A metalografia do nióbio apresentou peculiaridades que a tornaram complexa. Tendo em vista que as informações metalográficas descritas na literatura apresentaram limitações ou não puderam ser reproduzidas, foi necessário desenvolver procedimentos específicos para o nióbio puro, visando uma análise metalográfica eficiente.
Esse fenômeno é atribuído às possibilidades de mudanças estruturais durante o lixamento das amostras com lixas de granas menores que ocasionam diferentes tempos e modo de respostas frente aos ataques químicos. Com os sucessivos ataques entre o lixamento, a superficíe da amostra foi moldada para o polimento.
As amostras homogeneizadas foram embutidas em resina de cura a frio, lixadas com lixas de carbeto de silício (SiC) de grana 120 a 1500. Entre cada lixa as amostras foram atacadas quimicamente com a solução de 15mL de HCl, 15mL de HF, 7,5 mL de HNO3 e 15mL H2O. A revelação da microestrutura só foi possível quando sucessivos ataques foram realizados no intervalo entre cada lixa. Para as lixas 120, 340 e 500 foram realizados 4 ataques de 40 a 60 segundos, para as lixas 600, 1200 e 1500 ocorreram 2 ataques de 20 a 40 s.
Após o lixamento, as amostras foram submetidas a banho de ultrassom em uma lavadora ultrassônica para limpeza. O polimento foi realizado em panos com abrasivo em suspensão de alumina de 1, 0,3 e 0,05 μm, sequencialmente, lubrificados com álcool etílico. No polimento foi adotado a mesma metodologia do lixamento, os ataques foram realizados depois do polimento em cada um dos panos, com dois ataques sucessivos de 10 a 20 s, também intercalados pelo banho ultrassônico.
4.2.6. Microscopia Óptica e Eletrônica de Varredura
Foram analisadas as microestruturas das ligas homogeneizadas, sem deformação e deformadas via ECAP. Na microscopia óptica (MO) foi empregado um microscópio modelo Carl ZEISS Axio SCOPE A.1, enquanto na microscopia eletrônica de varredura (MEV) foi utilizado o microscópio JEOL JCM-5700 CARRY SCOPE. No MEV as amostras foram analisadas por imagens de elétrons retroespalhados.
4.2.7. Dureza
O comportamento mecânico de todas as amostras estudadas foi avaliado através do ensaio de dureza Vickers. Foi utilizado um microdurômetro da Shimadzu, modelo HMV-2T, com carga de 1000 kgf e tempo de impressão de 10 segundos. Foram feitas dez impressões em cada amostra, a partir das quais foram calculados os valores médios de microdureza Vickers.
A Figura 17 ilustra de forma esquemática a seção de corte no sentido transversal e normal da amostra de nióbio deformado via ECAP onde foram realizadas as indentações dos ensaios de dureza Vickers. A distância entre um ponto e outro foi de aproximadamente 1,3 mm.
Figura 17. Representação esquemática dos pontos da amostra onde foram realizadas as medidas de dureza Vickers. DN, direção normal; DT, direção transversal.
