Conformação mecânica dos metais.pdf

11 Conceitos Fundamentais da Estrutura Cristalina dos Metais 1.1 ELEMENTOS DE CRISTALOGRAFIA Os sólidos formados pelo agrupamento de átomos, segundo determinada ordem, que se repete nas três dimensões, são denominados cristais. Essa estrutura, de na- tureza periódica, forma uma rede de pontos no espaço denominada reticulado crista- lino, onde cada ponto e sua vizinhança são idênticos aos demais. Os pontos do reticulado cristalino localizam as posições dos átomos; e a forma ge- ométrica dessa disposição define a estrutura cristalina; a estrutura cristalina se apre- senta com determinadas simetrias, caracterizando formas de corpos sólidos, tais como a cúbica ou a prismática de base hexagonal. Os cristais de maior simetria são aqueles nos quais os eixos formam ângulos retos entre si e apresentam comprimentos iguais, constituindo a forma geométrica do cu- bo. No estudo da natureza dos minerais, ou seja, na mineralogia, e comum conside- rar mais seis diferentes sistemas de eixos com determinadas condições de igualda- des e desigualdades de ângulos e comprimentos, com a finalidade de permitir a classificação cristalográfica dos minerais. Esses sete sistemas são: cúbico, triclínico, monoclínico, ortorrômbico, tetragonal, hexagonal e romboedral. (imagem 1.1). A célula unitária de uma estrutura cristalina e o menor agrupamento de átomos que mantém a forma geométrica do cristal e a repetição dessa célula, nas três dimen- sões, constitui o reticulado cristalino. Pode-se ainda conceituar a célula unitária co- mo o menor paralelepípedo formado com os eixos do cristal. As células de um cristal são, portanto, idênticas entre si na forma, tamanho e orientação. A célula unitária pode ter pontos do reticulado não somente em seus vértices, mas também no centro das suas faces ou do seu corpo. 2 1.2 ESTRUTURA CRISTALINA DOS METAIS Os cristais metálicos são constituídos de íons positivos envolvidos por uma atmosfe- ra de elétrons negativos. A estrutura cristalina e mantida pelo equilíbrio das forças de atração entre os íons positivos e os elétrons negativos, e das forças de repulsão dos íons positivos entre si e dos elétrons negativos entre si. A grande mobilidade da atmosfera de elétrons através do reticulado cristalino confere aos metais elevada condutibilidade elétrica e térmica. A maioria dos cristais metálicos se cristaliza nos sistemas denominados cúbico de faces centradas, cúbico de corpo centrado e hexagonal compacto; essas formas se caracterizam por apresentar planos de átomos empilhados segundo uma seqüência de natureza simples (Figura 1.1). Figura 1.1 – Representação das Células unitárias dos sete sistemas cristalinos 3 A estrutura hexagonal compacta (hc) se caracteriza por apresentar planos compac- tos, isto é, planos de átomos justapostos, onde cada um dos átomos de um plano se encaixa na depressão deixada pelos átomos do outro plano subsequente na ordem de empilhamento, de modo que cada átomo de um plano se apóia, tangenciando, em três átomos do plano adjacente. O terceiro plano, na seqüência de empilhamen- to, localiza os átomos na mesma posição de empilhamento do primeiro plano, carac- terizando a seqüência ABABAB... A natureza compacta dessa estrutura conduz a obtenção de uma maior densidade de empacotamento de esferas justapostas, re- presentativas dos átomos; cada átomo tem doze outros átomos vizinhos tangentes: três abaixo e seis do mesmo plano (Figura 1.2). A estrutura cúbica de faces centradas (cfc) esta relacionada à estrutura hexagonal compacta e se diferencia pela forma de empilhamento do terceiro plano, onde os átomos posicionam-se de tal forma que ficam na mesma direção, num eixo perpen- dicular aos planos, dos espaços intersticiais, isto é, entre os átomos do primeiro pla- no. Verifica-se, numa estrutura, a sequência de empilhamento do tipo ABCAB- CABC... A célula unitária da estrutura hexagonal compacta é constituída de um prisma hexa- gonal com o centro e os vértices das bases preenchidos com átomos, e com três átomos justapostos e apoiados simetricamente entre a base inferior e superior do Sistema Cristalino Relações Axiais Ângulos Interaxiais Cúbico A = b = c o = | = ¸ = 90° Hexagonal a = b ≠ c o = | = 90°, ¸ = 120° Tetragonal a = b ≠ c o = | = ¸ = 90° Romboédrico a = b = c o = | = ¸ ≠ 90° Ortorrômbico a ≠ b ≠ c o = | = ¸ = 90° Monoclínico a ≠ b ≠ c o = ¸ = 90° ≠ | Triclínico a ≠ b ≠ c o ≠ | ≠ ¸ ≠ 90° 4 a 4R prisma. A célula cúbica de faces centradas e constituída de um cubo com vértice e os centros das faces ocupadas por átomos justapostos. Na estrutura cúbica de faces centradas, cada átomo possui doze vizinhos tangentes, como no caso da estrutura hexagonal compacta. Entretanto, a estrutura cúbica de corpo centrado (ccc) não é compacta e sua célula unitária se caracteriza por apre- sentar um átomo em cada vértice de um cubo e um átomo no centro desse cubo. 1.3 PARÂMETROS DA ESTRUTURA CRISTALINA Para definir a estrutura, de um determinado metal, é necessário caracterizar algu- mas dimensões da célula unitária, denominados parâmetros da estrutura - além da forma geométrica do cristal. No caso do sistema cúbico deve-se definir o parâmetro do reticulado a, que corres- ponde a distância entre os pontos do reticulado correspondente aos vértices do cu- bo, ou seja, a aresta do cubo. No caso do sistema hexagonal o parâmetro a corres- ponde a aresta do hexágono da base. Além desse parâmetro, contudo, e necessário definir a altura do prisma, ainda considerando os pontos do reticulado, com o parâ- metro c (Figura 1.3). O raio atômico r, por sua vez, e definido como a metade da distância entre dois áto- mos vizinhos, tangentes entre si, admitidos com a forma esférica. Pode-se determi- nar o raio atômico r em função dos parâmetros do reticulado. Figura 1.2 – Empilhamento de planos de átomos nos sistemas hc e cfc 5 Figura 1.3 – Parâmetros dos reticulados dos sistemas hc, ccc e cfc O número de coordenação expressa o número de átomos vizinhos de cada átomo. A densidade de empacotamento indica a fração de volume ocupado pelos átomos (es- féricos) em relação ao volume total da célula. A estrutura completa (ou idealmente compacta), admitindo os átomos esféricos, e a que apresenta a relação de empacotamento c/a igual a 1,633. Os diâmetros dos átomos são muito pequenos e da ordem de poucos nanômetros (1 nm = 10 -9 m). TABELA 1.1 Relação entre os parâmetros da estrutura cristalina Estrutura Raio Atômico (r) Densidade de empa- cotamento (d) Nº. de coordenação (n) CCC a 0,68 8 CFC,HC a 0,74 12 TABELA 1.2 Estrutura cristalina dos principais metais (a temperatura ambiente) CCC Cr, Fe, Mo, Nb, W, V CFC Al, Cu, Au, Pb, Ni, Ag HC Be, Cd, Co, Mg, Ti, Zn 6 1.4 ESTRUTURA CRISTALINA DAS LIGAS METÁLICAS Os cristais metálicos podem ser constituídos de mais de um elemento metálico quando ocorre a adição de outros elementos a um elemento básico, visando à for- mação de ligas metálicas, com a finalidade de alterar as propriedades desse metal básico. Admitindo, para simplicidade de analise, a adição de um elemento a outro elemento base, pode ocorrer à formação de uma solução sólida, na qual o primeiro elemento o soluto e o segundo, o solvente. A solução sólida se caracteriza pela mis- tura da proximidade dos átomos dos dois elementos em diversas proporções. Pode- se admitir uma distribuição aleatória dos elementos, mas essa característica de ho- mogeneidade não ocorre nas condições reais (Figura 1.4). Figura 1.4 – Soluções sólidas substitucional e intersticial Quando o átomo de um metal substitui o átomo do outro metal, no seu reticulado cristalino, ocorre à formação de uma solução solida substitucional. A solubilidade de um elemento no outro pode ser total ou parcial, dependendo das características do par de elementos considerados, como os seus raios atômicos. As estruturas das so- luções formadas são as mesmas dos metais constituintes. No caso de limitação de solubilidade de um elemento no outro, ocorre à formação de uma segunda fase que pode ser constituída de uma estrutura diferente das compo- nentes e de uma fómula mínima definida. Essa segunda fase e denominada fase intermetálica. Quando a diferença de raios atômicos é grande pode ocorrer à formação de uma solução sólida, com a localização do elemento de menor raio atômico entre os espa- ços atômicos do elemento de maior diâmetro atômico, sem distorção da célula. A 7 solução nesse caso denomina-se solução solida intersticial. Ocorre, contudo uma limitação da solubilidade devido ao pequeno volume dos espaços interatômicos. A célula do elemento solvente tem, além disso, o seu volume aumentado. As ligas metálicas constituídas de diversos elementos formam um sistema complexo, onde alguns elementos se dissolvem de forma intersticial e outros de forma substitu- cional (e outros, ainda, não se dissolvem) com distribuição ao acaso ou ordenada (parcial ou totalmente) dependendo da natureza desses elementos. Os denominados super-reticulados, ou superestruturas, são soluções sólidas orde- nadas; muitas soluções sólidas se tornam ordenadas – a baixas temperaturas – por meio de um processo no qual ocorre uma mudança da distribuição ao acaso dos átomos de um elemento dissolvido no outro, para um arranjo ordenado onde deter- minados locais, na estrutura, são ocupados preferencialmente por uma das espécies de átomos. TABELA 1.3 Exemplos de forma de agregação de pares de elementos metálicos Solução sólida substitucional total Cu – Ni Solução sólida intersticial parcial Fe – C Solução sólida substitucional parcial Ag – Cu Fase (ou composto) intermetálico Mg2Si, Mg2Pb, Fe3C 1.5 DEFEITOS CRISTALINOS O cristal perfeito se caracteriza por não apresentar alterações na natureza periódica da localização dos átomos. Os cristais reais, no entanto, apresentam faltas de regu- laridade na estrutura, denominadas defeitos cristalinos. Esse defeito tem notável in- fluência nas propriedades do cristal, particularmente nas associadas à deformação plástica. Os defeitos podem ser classificados de acordo com os três entes geométricos fun- damentais: defeitos de ponto, defeitos de linha e defeitos de plano. 8 Os defeitos de ponto são defeitos restritos a uma região compreendida por apenas uns poucos átomos próximos do ponto do reticulado e podem se constituir em (Figu- ra 1.5): • vacância, ou ausência de átomo num ou mais pontos do reticulado; • presença de átomo intersticial entre os pontos do reticulado; • presença de átomo de natureza diversa num ponto do reticulado; • deslocamento de átomo de sua posição regular no reticulado. Os defeitos de linha correspondem a interrupção da continuidade das arestas de planos de átomo ao longo do cristal. E conhecido também como discordância de li- nha ou de cunha. Os defeitos de planos, e o de superfícies curvas, são mais bem classificados como defeitos tridimensionais. São representados pelos contornos dos cristais (grãos), contornos de subgrãos, contornos de maclacão, contornos de diferentes domínios de super-reticulados, e pelas falhas de empilhamento na seqüência de planos de átomos. Tendo deixado a classificação restritiva de defeitos de plano para defeitos tridimen- sionais, pode-se considerar, também, a possibilidade da existência de defeitos. A célula do elemento solvente tem, além disso, o seu volume aumentado. Figura 1.5 - Defeitos de ponto do cristal 9 2 DEFORMAÇÃO PLÁSTICA DO CRISTAL 2.1 MECANISMOS DE DEFORMAÇÃO PLÁSTICA Quando, na solicitação mecânica de um corpo metálico, atinge-se a tensão limite de escoamento, o corpo inicia um processo de deformação permanente ou deformação plástica. Dois mecanismos estruturais básicos podem estar presentes no cristal du- rante o processo deformação plástica: escorregamento e maclação. No escorregamento uma parte do cristal move-se em relação à outra parte, segundo determinados planos e direções cristalográficas, conhecidas como planos e direções de escorregamento. Os átomos, nesse movimento, deslocam-se em distâncias múl- tiplas de uma distância interatômica, de maneira a manter a continuidade do reticu- lado cristalino (Figuras 2.1 e 2.2). Figura 2.1 - Mecanismos de deformação plástica; escor- regamento e maclacão – re- presentação com esferas tangentes Na maclacão uma parte do cristal inclina-se em relação à outra parte a partir de um plano limite das duas partes, denominado plano de maclação. Admitindo-se esse plano como um espelho, verifica-se que uma parte do cristal toma-se imagem gê- mea da outra parte. A parte deformada do cristal mantém o mesmo reticulado da outra parte original, apesar dos deslocamentos dos átomos, nesse caso, correspon- derem a distâncias não-múltiplas da distância interatômica. Na maclacão, ao contrá- rio do escorregamento, muitos planos se movimentam mantendo uma regularidade 10 onde os átomos de um plano deslocam-se de uma mesma distância em relação aos átomos de outro plano. O principal mecanismo de deformação plástica, contudo, e o de escorregamento provocado pela movimentação de discordâncias. O modelo físico - utilizado para determinar a força necessária ao deslocamento de uma parte do cristal em relação a outra, supondo as forcas de atração entre os áto- mos (esféricos) - não se mostrou suficiente, pois se baseou na existência de um cris- tal perfeito. Na realidade a presença do defeito cristalino denominado discordância conduz o cristal real a um comportamento caracterizado por ter uma tensão limite de escoamento muito menor que do cristal perfeito. A menor tensão necessária para provocar a deformação plástica decorre da facilidade apresentada pela discordância em se movimentar, provocando o deslocamento de uma parte do cristal em relação a outra parte. Para se movimentar, a discordância exige apenas um pequeno rear- ranjo atômico na vizinhança da região onde se localiza. Figura 2.2 - Mecanismos de de- formação plástica: escorrega- mento e maclacão - representação com um cubo indi- cando a direção de tensão critica de cisalhamento. 11 2.2 TENSÕES DE CISALHAMENTO DO CRISTAL Os mecanismos de deformação plástica se manifestam por meio da ação de uma tensão cisalhante atuando em planos de escorregamento (ou maclação), denomina- da tensão crítica de cisalhamento. Como as tensões aplicadas a um corpo nem sempre são tensões de cisalhamento puro, deve-se promover a decomposição das tensões atuantes nos planos de escor- regamento (ou maclação). Para simplicidade de analise, considera-se o que ocorre num cristal cilíndrico sujeito a um esforço de tração segundo seu eixo (Figura 2.3): Figura 2.3 - Plano e direção da tensão crítica de cisa- lhamento atuante num cristal cilíndrico solicitado à tração segundo a direção de seu eixo longitudinal 1. Na superfície transversal (S) do cilindro atua a forca de tração (P) na direção do eixo do cilindro (E). 2. O plano de escorregamento de superfície (S') esta inclinado de um determinado ângulo (α); esse ângulo corresponde à inclinação da normal ao plano de escorrega- mento (B) em relação ao eixo do cilindro (E). 3. A relação entre as superfícies (S) e (S') fica então estabelecida S' = S/cos α 4. A força de tração (P) pode ser decomposta em sua força normal (Pn) ao plano de escorregamento na direção da reta (B) e uma forca tangencial (Pt) na direção da reta (c), que é a linha de maior inclinação no plano de escorregamento. 5. As expressões da força (P) decomposta ficam: P n = P cos α e P t = P sen α 6. A força decomposta (Pt) e a força de cisalhamento que atua no plano de escorre- gamento; a tensão de cisalhamento é calculada pela relação: 12 t’ = Pt/S' = (P/S) sen α . cos α e como σ = W.S e a tensão de tração, tem-se: t’ = s. sen α . cos α 7. Contudo, eventualmente a direção cristalográfica de escorregamento (D) coincide com a direção da linha de maior inclinação (C); em geral elas formam um ângulo (b), no plano de escorregamento. 8. Assim, para calcular a tensão de cisalhamento atuante no plano de escorrega- mento e na direção de escorregamento, deve-se promover uma nova decomposição de força nessa direção (D): t = cos β; t = o. sen α . cos β ou ainda, decompondo a força (P) diretamente na direção (D) t = o. sen α . cós δ Analisando, então, a expressão que permite calcular a tensão crítica de cisalhamen- to, decomposta e atuante no plano e direção de escorregamento: t = o. sen α. cos δ pode-se notar o seguinte: 1. O valor máximo da tensão de cisalhamento, em função do ângulo (α) de inclina- ção do plano de escorregamento em relação ao eixo de tração, ocorre com α = 45°. 2. Para ângulos (α) maiores e menores do que 45°, as tensões são menores e, no caso do ângulo aproximar-se de 90°, a tendência da força de atração é provocar mais a separação dos átomos entre si do que o deslizamento dos átomos, uns em relação aos outros. 13 O critério de escorregamento estabelecido por essa expressão, que se constitui nu- ma lei de definição do fenômeno, sofre alguns desvios, para alguns metais, com o surgimento de escorregamentos transversais as direções de escorregamentos prin- cipais e retorno posterior as direções originais, e ainda com a ocorrência de escorre- gamentos em sistemas conjugados do sistema original de escorregamento em rela- ção a uma direção de simetria. 2.3 SISTEMAS DE ESCORREGAMENTO DO CRISTAL A deformação plástica, pelo mecanismo de escorregamento, ocorre segundo deter- minados planos e direções denominados sistemas de escorregamentos. O escorregamento se da de acordo com três critérios básicos estabelecidos: 1) A direção de escorregamento coincide preferencialmente com as direções onde os átomos estão mais próximos, ou seja, com as direções de maior densidade atô- mica; 2) O plano de escorregamento é, também, preferencialmente o de maior densidade atômica; 3) O escorregamento ocorre segundo um sistema de escorregamento (planos e di- reções), onde é maior a tensão de cisalhamento decomposta. Se os planos compactos forem, contudo impedidos de escorregar, devido às tensões locais originais por outros fenômenos (encruamento, presença de contornos de grãos ou de impurezas, etc.), outros planos podem se tornar ativos. A temperatura pode ter, também, influência na definição do sistema de escorregamento. Na realidade, a deformação pode não ser homogênea, isto é, podem surgir muitos planos de escorregamentos formando uma faixa de escorregamento. Além disso, uma parte do cristal pode sofrer uma mudança de orientação com rotação do plano e de direção de escorregamento em relação a um eixo de ação da forca externa (de tração). 14 2.3.1 Sistemas de escorregamento em cristais de estrutura cúbica de face centrada As direções de maior densidade atômica são as da família <110>, e os planos de maior densidade atômica são os da família {111}; as direções são as que unem dois vértices opostos de uma face do cubo e os planos são os que unem os três vértices opostos do cubo, constituindo-se em planos diagonais, ou melhor, em planos octae- drais (Figura 2.4). O número de combinações de planos e direções de escorregamento, definindo o número de sistemas de escorregamento, nesse caso, se calcula assim: • n° de planos octaedrais do cubo = 4 • n° de direções que cada plano pode se deslocar = 3 • n° de sistemas de escorregamento = 3 x 4 = 12 Figura 2.4 – Principais sis- temas de escorregamento nos metais de estruturas cfc, ccc e hc. A deformação plástica por escorregamento de uma estrutura cfc apresenta um gran- de número de sistemas equivalentes de escorregamento, Além disso, a tensão de cisalhamento, decomposto para os planos de direções de escorregamento, e de bai- xo nível. Esses fatos conduzem a um comportamento - para os metais puros com essa estrutura, como alumínio e cobre - de elevada plasticidade. O fácil surgimento de múltiplos planos de escorregamento causa, contudo um grande número de inter- secções de planos durante o processo de deformação, o que eleva o nível de tensão necessária para dar prosseguimento a deformação plástica. Esse fato caracteriza o denominado fenômeno de encruamento. 15 2.3.2 Sistemas de escorregamento em cristais de estrutura hexagonal compacta O plano da base da pirâmide hexagonal - da estrutura hexagonal compacta - tem o mesmo arranjo de átomos do plano diagonal (octaedral) do cubo - da estrutura cúbi- ca de faces centradas. Então, as possibilidades de escorregamento de ambas as estruturas devem ser i- guais. Isso realmente ocorre para alguns metais, como o zinco (Figura 2.4). O número de sistemas de escorregamento, para a estrutura hexagonal compacta e assim computada: • n° de planos da base do hexágono = 1 • n° de direções de escorregamento dos planos = 3 • n° de sistemas de escorregamento = 1x3 = 3 O plano da base do prisma hexagonal tem o índice (0001) e as direções de escorre- gamento pertence à família <1120>. Outros metais, porém, de mesma estrutura, podem apresentar tensões de cisalha- mento decompostas menores para outros planos e direções de escorregamento, como o titânio. Para esse metal, à temperatura ambiente, os planos de escorregamento são os late- rais do prisma hexagonal, da família {1010}, e as direções da família <1120>, cor- respondendo a 1x3=3 sistemas de escorregamento. Os metais com escorregamento no plano basal - zinco, cádmio e magnésio - possu- em poucos sistemas de escorregamento e baixa tensão de cisalhamento decompos- ta nos planos e direções de escorregamento. Dependendo da orientação do cristal em relação à direção da força externa, o metal pode apresentar elevada deformação plástica, isto é, elevada plasticidade. Além disso, pelo fato de apresentar apenas o plano basal como plano de escorregamento, durante a deformação, não surgem muitas interferências de planos entre si, e, consequentemente, o encruamento, para o mesmo nível de deformação, é menor do que para os metais do sistema cfc. Entretanto, o mesmo comportamento relativo entre os dois tipos de estrutura não se verifica para os agregados policristalinos. Nesses casos, os metais referidos do sis- tema hc apresentam uma plasticidade bem menor, devido a maior complexidade dos mecanismos de deformação plástica presentes. Pode-se imaginar a maior dificulda- 16 de a deformação plástica onde os cristais constituintes, de orientação aleatória, a- presentam apenas um plano de escorregamento. 2.3.3 Sistemas de escorregamento em cristais cúbicos de corpo centrado Os planos de escorregamento dos cristais do sistema ccc podem ser da família {110}, {211} e {321} e as direções são da família <111>. Esse fato revela que, para esse tipo de estrutura, as direções de escorregamento são as de maior densidade atômica, os planos não apresentam porém, a mesma característica. Além disso, os metais desse sistema, como o ferro a temperatura ambiente, apresentam elevada tensão de cisalhamento decomposta (Figura 2.4). O número de sistemas de escorregamento é dependente das três combinações de planos e direções seguintes: {110} e <111>, com 6x2 = 12 {211} e <111>, com 6x2 = 12 {321} e <111>, com 24x1 = 24 2.4 PROJEÇÃO ESTEREOGRÁFICA A deformação plástica do cristal ocorre, conforme analisado, segundo determinados planos e direções preferenciais. As propriedades do cristal dependem da direção considerada. Esses fatos caracterizam um comportamento de propriedades aniso- trópicas. Portanto, torna-se necessário conhecer à orientação do cristal para se es- tudar suas propriedades. Um dos procedimentos utilizados para tal fim e o da proje- ção estereográfica. As relações geométricas entre os planos e direções do cristal podem ser estabeleci- das, e estudadas, com maior facilidade, quando as figuras geométricas encontram- se projetadas num plano. As propriedades do cristal, como por exemplo, o modulo de elasticidade e o limite de escoamento, elas podem ser mapeadas através do uso da projeção estereográfica. A construção do diagrama da projeção estereográfica pode ser acompanhada pela seguinte seqüência de considerações (Figura 2.5): 17 1. Imagina-se, inicialmente, uma esfera de referência que tem no centro uma célula de um cristal admitido ser, para simplificar, do sistema cúbico. Esse cristal é suposto ser suficientemente pequeno para admitir que todos os seus planos e direções pas- sem pelo centro da esfera de referência. Figura 2.5 – Projeção estereográfica para obten- ção dos pólos correspondentes aos planos crista- lográficos; ilustração dos pólos (111) e (100) dos respectivos planos do cristal cúbico 2. Os planos do cristal estendidos cortam a esfera, formando círculos representati- vos de suas posições. A posição de cada plano, contudo, pode ser mais adequada- mente representada pelo ponto resultante da intersecção da normal ao plano com a superfície da esfera. Esses pontos, denominados pólos dos planos, constituem, para o conjunto de planos do cristal, a figura de pólos. As figuras de pólos apenas indi- cam a orientação dos planos sem, contudo, dar informação sobre a forma e tamanho destes. Os ângulos entre dois pólos, medidos no circulo que passa por eles, corres- pondem aos ângulos entre os respectivos planos do cristal. 3. A projeção estereográfica consiste, então, em projetar os pontos da superfície da esfera num plano, mapeando-a, sem provocar distorções entre as relações angula- res dos pólos e planos. A projeção se da colocando um "ponto de luz" numa inter- secção de um eixo - que passa pelo centro da esfera - com a "superfície da esfera". A partir desse ponto de luz projetam-se, em linha reta, os pontos da superfície da esfera num plano tangente no ponto de intersecção, do referido eixo, diametralmente oposto do ponto de luz, com a esfera. Contudo, a posição do plano no eixo - ao qual e perpendicular - apenas altera a ampliação da figura projetada, sendo usual a sua localização no centro da esfera. 4. A projeção, com a fonte de luz numa das extremidades do eixo, permite apenas visualizar os pontos da metade oposta da superfície da esfera. Para projetar a outra metade, no entanto, basta deslocar simetricamente a fonte superpondo as figuras com indicação de qualquer notação diferente. 18 A projeção estereográfica de um cristal e feita com os planos de menores índices. No centro se localiza o pólo do plano (001), na extremidade a direita do diâmetro, o (010) e na esquerda, o (0 1 0), e os demais pólos são assim localizados através da computação das relações trigonométricas entre seus eixos de projeção conhecendo- se as dimensões da célula cúbica. Na realidade, devido à simetria do cristal cúbico, basta representar um setor do circulo da projeção estereográfica dos pólos compre- endidos pelos pólos dos planos (001), (101) e (111) - esse setor constitui um triângu- lo estereográfico (Figura 2.6). Figura 2.6 – Projeção estereográfica de alguns pólos dos cristais cúbicos e do cristal HC de zinco (adaptado de Wood apud Barret-Massalski (1980), fig. 2.9, p 39; fig. 2.10, p.43) A projeção estereográfica de um cristal hexagonal coloca, no centro do circulo, o pólo correspondente a base do prisma hexagonal (0001). Contudo, tanto para o cris- tal cúbico como para o hexagonal, poder-se-ia imaginar outras posições além des- sas consideradas projeções padrões. 19 2.5 ORIENTAÇÕES DO CRISTAL NO ESCORREGAMENTO Para acompanhar a mudança de orientação de parte do cristal durante um processo de deformação, pode-se considerar o ensaio de tração de um monocristal. Convém, contudo inicialmente analisar uma situação onde não haja influência das garras que prendem o cristal na máquina de ensaio, existindo, portanto, uma livre movimenta- ção por escorregamento dos diversos planos numa condição idealizada. Com um cristal do sistema cfc, por exemplo, ocorrem doze sistemas de escorrega- mento, sendo que, para cada sistema, as tensões de cisalhamento são diferentes quando da aplicação de um esforço de tração segundo uma determinada direção em relação a um determinado eixo do cristal. No sistema em que se atinge a máxima tensão de cisalhamento, inicia-se o escorre- gamento. No entanto, como o cristal muda de orientação com o escorregamento, a condição de máxima tensão de cisalhamento pode atingir outro sistema, provocando o escorregamento, agora segundo esse último sistema. O ângulo entre o eixo de aplicação de esforço e a direção de escorregamento diminui, verificando-se então que as direções de escorregamento dos sistemas ativos se aproximam da direção do eixo de tração (Figura 2.7). No ensaio real, as garras da maquina de ensaio exercem influencia nas extremida- des do corpo de prova (constituído de um cristal), não permitindo um movimento livre de uma extremidade em relação à outra, lateralmente. A parte central do cristal alte- ra sua orientação com movimento de rotação do plano e da direção de escorrega- mento ao redor do eixo do corpo de prova. A projeção estereográfica permite acompanhar a evolução desse processo da se- guinte forma, ainda para um cristal do sistema cfc (Figura 2.8): Figura 2.7 - Mudança de orientação do cris- tal com a deformação plástica com escorre- gamento 20 1. A direção do eixo do corpo de prova, ou seja, do eixo de aplicação do esforço de tração e representada pelo ponto P localizado no triângulo formado pelos pólos (0 0 1), |0 1 1| e ( 1 1 1) ; 2. O ângulo formado pela direção representada por P e a direção de escorregamen- to [ 1 0 1] e o ângulo ¸ e o ângulo formado pela direção P e a normal ao plano de escorregamento (1 1 1) e o angulo o; 3. O sistema de escorregamento ativo é o representado por (111) |101|, sendo o plano (111) considerado o plano primário; 4. Com o prosseguimento do processo de escorregamento, o ponto P desloca-se para a posição do plano [1 0 1], ou seja, o cristal orienta-se no sentido de fazer coincidir a direção de aplicação do esforço de tração com a direção de escorre- gamento contido no plano (111); então, o angulo ¸ diminui e o angulo a aumenta; 5. O plano primário (111) gira saindo de sua posição onde ocorria a máxima tensão de cisalhamento; quando a orientação do cristal, representado pelo ponto P, a- tinge a linha de simetria representada pelos pólos |001| e |011|, inicia-se o escor- regamento num outro sistema, num plano congregado (1 1 1) e direção |011|, pois tanto o sistema primário como o sistema conjugado possuem a mesma ten- são de cisalhamento decomposta; ocorre assim, um escorregamento duplo; 6. O eixo de tração move-se com o prosseguimento do processo, na linha |0 0 1| - |1 1 1| em direção ao pólo |1 1 2|. Esse comportamento ocorre para cristais de alumínio e de cobre, mas outros pro- cessos de escorregamento existem para cristais do mesmo sistema cristalino, ou de outros sistemas, constituídos de metais puros ou ligados. Figura 2.8 – Representação este- reográfica do sistema de escorre- gamento num cristal cúbico de fa- ces centradas (adaptado de Smal- lman (1976), fig 5.7, p. 199) 21 2.6 SISTEMAS DE MACLAÇÃO NO CRISTAL O plano de maclacão, isto é, o plano onde uma parte do cristal se inclina em relação à outra, provocando a formação da denominada macla, é um plano bem definido e de elevada simetria, como ocorre também com o plano de escorregamento. Podem- se fazer as mesmas considerações de definição e simetria para a direção de macla- cão. Comparando-se o fenômeno de maclacão em relação ao de escorregamento, po- dem ser observadas três diferenças básicas: na maclação os átomos do cristal se deslocam e não ocupam as posições originais de outros átomos; na maclação o ci- salhamento de uma parte do cristal é homogêneo em relação à parte restante, no sentido de que todos os planos de átomos - ou seja, todo o volume - da primeira par- te se desloca; e, ainda, na maclação a distância de deslocamento de uma parte do cristal em relação à outra e limitada. Apesar dessas diferenças, pode-se estabelecer um critério de cisalhamento do cristal por maclação, calculando a tensão de cisa- lhamento crítica, de forma análoga ao cisalhamento ocorrido por escorregamento. Em geral, os sistemas de maclação observados nos metais são os seguintes: • para os metais de estrutura hexagonal compacta: |101 2|; • para os metais de estrutura cúbica de faces centradas: |111|, <112 >; • para os metais de estrutura cúbica de corpo centrado: |112| <111>. A maclação e mais frequente em cristais do sistema hc, pois apresentam maior limi- tação de mecanismos de escorregamento. A deformação no cristal, com maclacão, ocasiona uma nova orientação da parte deslocada, onde pode ocorrer o surgimento de novas maclas, denominadas maclas secundárias ou terciárias. 2.7 DISCORDÂNCIAS A geometria de uma discordância não é simples de ser discutida. Pode-se, contudo, analisar isoladamente os dois tipos fundamentais de discordâncias que compõem a discordância real de um cristal: discordância em linha ou de cunha e discordância em espiral ou de hélice (Figura 2.9). 22 A discordância de cunha pode ser caracterizada pela colocação de mais uma fileira de átomos, que perde a continuidade a partir de um determinado ponto no cristal. Esse fato provoca uma distorção na forma do reticulado, que se torna mais intensa na região limite da nova fileira de átomos. Esse defeito cristalino pode ser represen- tado numa figura plana e a linha perpendicular a essa figura - que une a extremidade do plano descontinuo de átomos no ponto da descontinuidade - e denominada linha de discordância. A região adjacente a essa linha constitui o núcleo da discordância. Figura 2.9 – Discor- dância de cunha e de hélice com a represen- tação do vetor de Bur- gers Uma distorção espacial, na forma helicoidal, do reticulado cristalino pode ser visuali- zada como o deslocamento das duas partes de um bloco paralelepipedal semi- seccionado. A linha distorcida coincidente com a aresta das partes cortadas e a dis- cordância de hélice. Esse defeito não pode ser representado utilizando apenas um plano de átomos, pois esses átomos localizam-se na forma de uma figura espacial. Nesse tipo de discordância, as distorções também são mais internas na região pró- xima da linha de discordância, que esta localizada na extremidade da discordância, na posição limite entre a parte deformada e a nao-deformada do bloco representati- vo do cristal. Um parâmetro para o estudo da teoria das discordâncias e o denominado vetor de Burgers, que define a magnitude e a direção do deslocamento dos átomos de suas posições na discordância. Pode-se verificar, analisando as figuras ilustrativas das discordâncias, que o vetor de Burgers é perpendicular a linha de discordância de cunha e é paralelo a linha de dis- cordância de hélice. Como a discordância existente e, no caso geral, uma combinação dos dois tipos de discordâncias, o vetor de Burgers passa a assumir outras direções. 23 A discordância pode se mover através do reticulado cristalino, mas seu movimento é limitado pela necessidade de manter a continuidade da linha de discordância. Dois tipos de movimentos podem se verificar: o movimento por deslizamento e o movi- mento por saltos. Tanto para um caso como para o outro é necessário se definir um plano de referência - que contem o vetor de Burgers e a linha de discordância -, para compreender esses movimentos no caso de uma discordância de cunha. O salto da discordância corresponde a um movimento de passagem para um plano de átomos acima ou abaixo, em relação ao plano de referencia, que é o plano de deslizamento ao longo do qual ocorre o deslocamento da linha de discordância. No caso da dis- cordância em hélice, o mecanismo de movimentação é mais complexo, pois não se pode estabelecer um único plano de deslizamento. A visualização do fenômeno de movimentação da discordância de cunha e mais simples do que a da movimentação da discordância da hélice. Nesse último caso, os planos que contém a discordância e o vetor de Burgers são planos de deslizamento que criam condições de deslocamento para qualquer direção (Figura 2.10). Figura 2.10 – Deforma-ção plástica do reticulado cristalino com o escorre-gamento pela movimen-tação de discordância de cunha (a) e de hélice (b) (adaptado de Wulff et alii (1961), v. 1, fig. 4.12, p. 90) O resultado da movimentação de uma discordância através de um cristal correspon- de à deformação plástica desse cristal, numa magnitude igual a uma distância inte- ratômica. As faixas de deslizamento são, então, resultados da movimentação de um 24 grande número de discordâncias idênticas em planos deslizantes paralelos e próxi- mos. A deformação plástica esta associada, portanto, a presença de discordâncias e a possibilidade de suas movimentações. Como os cristais podem não conter inicial- mente um número suficiente de discordâncias para permitir – quando solicitados mecanicamente - a ocorrência de grandes deformações plásticas, pode-se admitir que se de a geração, ou a multiplicação, de mais discordâncias no decorrer do pro- cesso de deformação. Existem diversas explicações de mecanismos de multiplica- ção de discordâncias (ver Smallman, pp. 264-268). A tensão critica que provoca a deformação plástica não depende somente da gera- ção e movimentação de discordâncias, mas também das forças opostas a essa mo- vimentação pela presença de outros defeitos cristalinos e pela interação das discor- dâncias entre si durante a movimentação. A presença de impurezas, ou elementos de liga - em solução solida ou formando outras fases - é uma forma de elevação da resistência mecânica pela colocação de obstáculos - átomos dos elementos adicio- nados - a movimentação das discordâncias no reticulado cristalino. A interação entre as discordâncias também provoca um efeito de endurecimento do cristal: inicialmente, no processo de deformação plástica, a tensão necessária para provocar a deformação é relativamente pequena. À medida que o processo prosse- gue, contudo, multiplicam-se as discordâncias - aumentando a densidade de discor- dâncias no cristal – e a deformação é relativamente pequena. À medida que o pro- cesso prossegue, contudo, multiplicam-se as discordâncias - aumentando a densi- dade de discordâncias no cristal - e se acentua o efeito de interação entre elas, com o intercruzamento das direções de movimentação. Isso dificulta cada vez mais a movimentação das discordâncias, exigindo, portanto níveis de tensão mais eleva- dos, para provocar a deformação. Esse fenômeno, caracterizado pelo aumento da intensidade da tensão para provocar a deformação plástica, é denominado encrua- mento, como já se mencionou. Em face da complexidade dos fenômenos envolvidos, o estudo da teoria das discor- dâncias permite somente estabelecer, até o momento, relações qualitativas entre causas e efeitos desses fenômenos, apoiadas em observacoes realizadas com auxi- lio do microscópio eletrônico (ver obra clássica de Cottrell (1953)). 25 3 DEFORMAÇÃO PLÁSTICA DO AGREGADO POLICRISTALINO 3.1 CONSIDERAÇÕES INICIAIS O agregado policristalino, presente na grande maioria dos materiais metálicos, se deforma de maneira mais complexa do que o cristal isolado, devido à presença dos contornos dos grãos e de segundas fases. Outros fatores contribuem para a altera- ção do comportamento do metal na deformação plástica - fatores que, contudo, tem a sua ação concentrada no âmbito de cada cristal individualmente. São a formação de subgrãos e o endurecimento por solução solida. Os mecanismos de endureci- mento do metal - decorrentes da interação de discordâncias com contornos dos grãos ou dos subgrãos, com os átomos de soluto e com as segundas fases – são responsáveis pela redução da plasticidade dos materiais metálicos. As estruturas decorrentes de reações martensíticas apresentam propriedades me- cânicas caracterizadas por elevada resistência e reduzida plasticidade. As estruturas endurecidas por solubilização e precipitação também apresentam pequena capaci- dade de deformação plástica. Os fenômenos que provocam esses efeitos não permi- tem então aos materiais, assim endurecidos por tratamentos térmicos, a aplicação de processos de conformação plástica. 3.2 CONTORNOS DE GRÃO O contorno do cristal, ou do grão do agregado policristalino, se apresenta irregular, caracterizando uma região de elevada imperfeição cristalina, com átomos fora de suas posições regulares e de equilíbrio no reticulado cristalino. Devido a esse fato, o movimento de discordâncias é dificultado, o que exige maior nível de solicitação mecânica para dar continuidade à deformação plástica. Além disso, a passagem de uma discordância - em seu movimento - de um cristal para o outro adjacente também é dificultada pelo fato desse segundo cristal apresentar, muito provavelmente, uma orientação diferente. Como os contornos dos grãos dificultam a movimentação das discordâncias, e con- seqüentemente a deformação plástica, pode-se concluir que um material metálico com uma granulação maior apresenta uma menor área de contornos de grãos (Fi- 26 gura 3.1) e, em decorrência, uma maior deformabilidade plástica e uma menor resis- tência mecânica. Além disso, a taxa de encruamento, isto é, a relação entre o aumento da resistência para um determinado nível de deformação plástica, também se reduz com o aumen- to do tamanho do grão. Figura 3.1 - Tamanho de grão (segundo ASTM): indicação do aumento de área de con- torno de grão, com a diminui- ção do tamanho de grão (a númeração aumenta, passan- do de 1 para 5) - aumento de microscópio ótico de 100X . 3.3 POLIGONIZAÇÃO A energia interna de um metal deformado é maior do que a existente antes da de- formação, e a elevação da temperatura pode provocar a movimentação das discor- dâncias pela ação das tensões internas acumuladas. A movimentação das discordâncias pode se dar, então, por meio de dois mecanis- mos: escorregamento e salto. O salto da discordância consiste numa mudança do plano da discordância (no caso de discordância de cunha), que depende da movi- mentação de átomos e, portanto, do fenômeno de difusão atômica ativado pela ele- vação de temperatura. A movimentação por saltos e por escorregamento pode provocar a formação de subgrãos dentro do grão. Estes apresentam contornos constituídos de discordân- cias, que formam linhas de pequenas inclinações, umas em relação às outras. Esse processo de formação de subgrãos denomina-se poligonização. A denominação de- riva da figura formada dentro do grão, que se aproxima de um polígono quando ob- servada, num corte transversal de um corpo-de-prova, no microscópio (Figura 3.2). Esses contornos de grão, de pequena inclinação, dificultam o movimento das dis- cordâncias, reduzindo a plasticidade do metal. 27 Figura 3.2 - Movimentação de discordâncias para a formação de subgrãos, com pe- quenos ângulos de inclinação entre si, caracterizando a poligonização 3.4 SOLUÇÕES SÓLIDAS A presença de átomos de outro elemento (átomos de soluto) no reticulado cristalino do elemento básico (solvente) - formando soluções solidas substitucionais e intersti- ciais - dificulta a movimentação de discordância, devido a distorção provocada nesse reticulado cristalino. Tanto um átomo estranho, de diametro atômico maior que o do elemento solvente, como um menor, provoca um efeito no sentido de dificultar o mo- vimento de discordâncias. Além desse efeito, a presença de átomos de soluto pode ocasionar um outro adicio- nal, que e a imobilização da discordância, a qual exige um nível de tensão mais ele- vado para permitir o prosseguimento da deformação plástica. Os átomos de soluto e posicionam frente à direção de movimentação das discordâncias por meio do meca- nismo de difusão atômica, ou, então, as próprias discordâncias, em seus desloca- mentos, se aproximam dos átomos de soluto. Os fenômenos de formação de um patamar de escoamento, com tensão variável em função da deformação, e de envelhecimento por deformação plástica, são decorren- tes dos efeitos de interação de átomos de soluto com o movimento de discordância no reticulado do elemento solvente (exemplo notável ocorre nos aços doce recozi- dos onde os solutos são o carbono e o nitrogênio). 28 3.5 SEGUNDAS FASES As segundas fases precipitadas, na formação de uma liga metálica, podem ter con- siderável influência nas propriedades mecânicas e, conseqüentemente, na capaci- dade de deformação plástica. A natureza, a quantidade e a forma de dispersão des- sa segunda fase na fase matriz são fatores básicos de controle das propriedades mecânicas da liga metálica. Quando a segunda fase não permite uma movimentação de discordâncias em seu próprio corpo, ela atua de forma mais intensa na matriz - no sentido de dificultar o movimento das discordâncias -, apresentando-se como um obstáculo físico. É evidente que, quanto maior a quantidade da segunda fase - de natureza mais dura que da matriz -, maior é a dificuldade apresentada à deformação plástica. As formas das partículas da segunda fase e a distância entre elas podem, contudo também alterar substancialmente o comportamento do material na deformação plástica. Por exemplo, partículas achatadas apresentam-se como um obstáculo maior a movimen- tação de discordância do que partículas esferoidais (como ocorre nos casos dos a- ços, onde uma estrutura de perlita lamelar, constituída de camadas alternadas de ferrita e cementita "achatadas", apresenta-se com um comportamento menos dúctil do que uma estrutura de ferrita com partículas de cementita esferoidizada). As partículas de segunda fase mais finamente divididas, ocasionando uma área su- perficial maior para a mesma quantidade de partículas, provocam um efeito de redu- ção de plasticidade mais acentuado. Uma parte da discordância fica impedida de se locomover, quando encontra uma partícula dura e a outra se move, então, contor- nando a partícula. Essa mesma discordância, em sua movimentação, irá também encontrar outras partículas. Esse mecanismo ocorre também para outras discordân- cias e, em decorrência, surge o seguinte fato: a elevação da tensão de cisalhamen- to, necessária para provocar, ou dar continuidade a deformação plástica, ou seja, um efeito de aumento do grau de encruamento e da taxa de encruamento. Como exemplo, pode-se citar o efeito de endurecimento provocado por precipitação de par- tículas, coerente com a estrutura da matriz, como ocorre tratamento térmico de solu- bilização e precipitação de ligas aluminio-cobre. Outro exemplo notável encontra-se na presença de partículas finas de carbonetos nas estruturas martensiticas modifi- cadas por tratamento térmico de revenimento, após a tempera, nos aços (ver Dieter, cap. 6). 29 4 PROCESSOS DE CONFORMAÇÃO DE METAIS 4.1 ASPECTOS DA TEMPERATURA DE CONFORMAÇÃO Os processos de conformação são comumente classificados em operações de tra- balho a quente, amorno e a frio. O trabalho a quente é definido como a deformação sob condições de temperatura e taxa de deformação tais que processos de recuperação e recristalização ocorrem simultaneamente com a deformação. De outra forma, o trabalho a frio é a deforma- ção realizada sob condições em que os processos de recuperação e recristalização não são efetivos. No trabalho a morno ocorre recuperação, mas não se formam no- vos grãos (não há recristalização). No trabalho a quente, devido à intensa vibração térmica - que facilita muito a difusão de átomos e a mobilidade e aniquilamento das discordâncias - o encruamento e a estrutura distorcida dos grãos produzida pela deformação, são rapidamente elimina- dos pela formação de novos grãos livres de deformação, como resultado da recrista- lização. É possível conseguir grandes níveis de deformação, uma vez que os pro- cessos de recuperação e recristalização acompanham a deformação. Ela ocorre a uma tensão constante. E como a tensão de escoamento plástico decresce com o aumento da temperatura, ver figura, a energia necessária para a deformação é ge- ralmente muito menor para o trabalho a quente do que para o trabalho a frio ou a morno. Figura 4.1 – Variação da tensão de com- pressão com a defor- mação em função da temperatura de um aço de baixo carbono. 30 No trabalho a frio, como o encruamento não é aliviado, a tensão aumenta com a de- formação. Assim a deformação total - que é possível de se obter sem causar fratura - é menor no trabalho a frio do que no trabalho a quente e a morno. Exceto quando se realizam tratamentos térmicos de recozimento para aliviar os efeitos do encrua- mento. No trabalho a morno ocorre uma recuperação parcial da ductilidade do mate- rial e a tensão de conformação situa-se numa faixa intermediária entre o trabalho a frio e a quente. Costuma-se definir, para fins práticos, as faixas de temperaturas do trabalho a quen- te, a morno e a frio baseadas na temperatura homóloga, que permite a normalização do comportamento do metal, ver figura. Em um metal puro, que não sofre transformação de fase no estado sólido, os pontos de referência em termos de temperatura são: o zero absoluto e o ponto de fusão. Estes pontos, traduzidos em graus Kelvin, estabelecem os extremos da escala ho- móloga de temperaturas. Figura 4.2 – Representação das faixas de temperaturas : TF(trabalho a frio), TM (trabalho a morno) e TQ (trabalho a quente) Em termos de conformação mecânica, chama-se de trabalho a quente (TQ) aquele que é executado em temperaturas acima de 0,5Tf trabalho a morno (TM), executa- do na faixa compreendida (grosseiramente) entre 0,3 e 0,5 Tf e trabalho a frio (TF) aquele que é executado entre 0 e 0,3 Tf . É importante compreender que a distinção básica entre TQ e TF é, portanto, função da temperatura em que se dá a recristalização efetiva do material. Assim, embora para muitas ligas comerciais a temperatura do TQ seja realmente elevada em rela- ção à ambiente, para metais como Pb e Sn, que se recristalizam rapidamente à temperatura ambiente após grandes deformações, a conformação à temperatura ambiente é TQ. Por outro lado, a conformação a 1100 o C é TF para o tungstênio, cuja temperatura de recristalização é superior a esta, embora seja TQ para o aço. 31 4.2 GERAÇÃO DE CALOR NA CONFORMAÇÃO Nos processos de conformação, tanto a deformação plástica quanto o atrito contri- buem para a geração de calor. Da energia empregada na deformação plástica de um metal, apenas 5 a 10% ficam acumulados na rede cristalina, sob a forma de e- nergia interna, sendo os restantes 90 a 95% convertidos em calor. Em algumas ope- rações de conformação contínua, como extrusão e trefilação, efetuadas em altas velocidades, a temperatura pode aumentar de centenas de graus. Uma parte do ca- lor gerado é dissipada (transmitido às ferramentas ou perdido para a atmosfera), mas o restante permanece na peça, elevando-lhe a temperatura. Em condições ide- almente adiabáticas e sem atrito, o máximo acréscimo teórico de temperatura devido à deformação plástica é dado pela expressão: AT máx = ( Wp) / (µ.c.J) onde : Wp = trabalho de deformação plástica por un. de volume; µ = densidade do material; c = calor especifico do material; J = equivalente mecânico do calor (4,19 Joule/cal) Para uma deformação e = 1,0 tem–se AT máx igual a 74 o C para alumínio, 277 o C para ferro e 571 o C para o titânio. Se a velocidade de um dado processo é alta, a perda do calor gerado será pequena e o aumento efetivo da temperatura será próximo do va- lor teórico. 32 4.3 TEMPERATURAS PERMISSÍVEIS NO TRABALHO A QUENTE O limite inferior de temperatura para o trabalho a quente de um metal é a menor temperatura para a qual a taxa de recristalização é rápida o bastante para eliminar o encruamento quando o metal está submetido àquela temperatura. Para um dado metal ou liga metálica a menor temperatura de trabalho a quente dependerá de fato- res tais como a quantidade de deformação e o tempo em que o material estará sub- metido a temperatura em questão. Uma vez que quanto maior o nível de deformação menor é a temperatura de recristalização, o limite inferior de temperatura para o tra- balho a quente diminuirá para grandes deformações. Um metal trabalhado com ele- vada velocidade de deformação e resfriado rapidamente irá requerer uma tempera- tura de trabalho a quente maior do que se este for deformado e resfriado vagarosa- mente, para a obtenção de um mesmo nível final de deformação. O limite superior de trabalho a quente é determinado pela temperatura em que ocor- re o início de fusão ou o excesso de oxidação. Geralmente, a temperatura mais ele- vada de trabalho a quente é limitada bem abaixo do ponto de fusão devido a possibi- lidade de fragilização à quente (existência de compostos com menor ponto de fu- são). Basta uma pequena quantidade de um filme de constituinte com baixo ponto de fusão nos contornos de grão para fazer um material desagregar-se quando de- formado (fragilidade a quente). Geralmente emprega-se Tmax >>Tf – 55 o C (ou Tf – 100 o F) para evitar esta possibi- lidade. Para uma dada condição de pressão e temperatura de trabalho haverá uma quanti- dade máxima de deformação que pode ser fornecida à peça (limitação esta baseada na resistência ao escoamento, e não na ductilidade), como mostrado na Figura 4.3. Se a temperatura de pré-aquecimento do tarugo inicial aumenta, a resistência dimi- nui e a deformação aumenta para uma dada pressão aplicada; assim, as curvas "i- sobáricas" aumentam com a temperatura, que obviamente será sempre inferior à linha solidus. A fragilização a quente limita a temperatura de trabalho a valores infe- riores á temperatura solidus. É visto que com taxas de deformação altas ficará retido mais calor na peça. A temperatura da peça deverá ser menor para evitar que ela atinja a faixa de fragilidade a quente. 33 Figura 4.3 – Diagrama esquemático dos efeitos de temperatura, pressão e taxa de deformação sobre a faixa de trabalho permissível na conformação a quente 4.3.1 TRABALHO A FRIO O trabalho a frio é acompanhado do encruamento (inglês "strain hardening") do me- tal, que é ocasionado pela interação das discordâncias entre si e com outras barrei- ras – tais como contornos de grão – que impedem o seu movimento através da rede cristalina. A deformação plástica produz também um aumento no número de discor- dâncias, as quais, em virtude de sua interação, resultam num elevado estado de tensão interna na rede cristalina. Um metal cristalino contém em média 106 a 108 cm de discordâncias por cm 3 , enquanto que um metal severamente encruado apre- senta cerca de 1012 cm de discordâncias por cm 3 . A estrutura característica do es- tado encruado examinada ao microscópio eletrônico, apresenta dentro de cada grão, regiões pobres em discordâncias, cercadas por um emaranhado altamente denso de discordâncias nos planos de deslizamento. Tudo isto resulta macroscopicamente num aumento de resistência e dureza e num decréscimo da ductilidade do material (ver figura 4.4). Num ensaio de tração, isso se traduz no aumento da tensão de es- coamento, Y, e do limite de resistência, Sr, bem como no decréscimo do alongamen- to total (alongamento na fratura), ef. 34 Figura 4.4 - Aumento do limite de escoamento e de resistência à tração e diminui- ção do alongamento (e redução de área na fratura) com o encruamento devido ao trabalho a frio A Figura 4.4 mostra que o limite de escoamento, Y, cresce mais rapidamente e se aproxima do limite de resistência, Sr, enquanto que a ductilidade – expressa aqui como ef – cai de modo bastante brusco após uma limitada quantidade de trabalho a frio. A microestrutura também muda, com os grãos se alongando na direção de mai- or deformação, podendo o material como um todo desenvolver propriedades direcio- nais (anisotropia). 4.3.2 TRABALHO A MORNO Os processos de deformação a morno objetivam aliar as vantagens das conforma- ções a quente e a frio. Dos processos de conformação a morno um dos mais difun- didos e com maiores aplicações industriais é o forjamento. O trabalho a morno consiste na conformação de peças numa faixa de temperaturas onde ocorre o processo de recuperação portanto, o grau de endurecimento por de- formação é consideravelmente menor do que no trabalho a frio. Existe alguma controvérsia sobre a faixa de temperaturas empregada na conforma- ção a morno dos aços mas, certamente se torna importante entre 500 e 800° C. A temperatura inferior de conformação é limitada em aproximadamente 500°C devido a possibilidade de ocorrência da "fragilidade azul" em temperaturas mais baixas. Es- ta fragilização aumenta a tensão de escoamento e diminui a ductilidade. Ela ocorre 35 em temperaturas em torno de 200 a 400°C onde, átomos intersticiais difundem-se durante a deformação formando atmosferas em torno das discordâncias geradas, ancorando-as. O nome azul refere-se a coloração do óxido formado na superfície do aço nesta faixa de temperaturas. Com relação ao trabalho a quente o processo a morno apresenta melhor acabamen- to superficial e precisão dimensional devido à diminuição da oxidação e da dilatação - contração do material e da matriz. Estas características permitem se ter menores ângulos de saída (pode-se utilizar maiores cargas para a retirada da peça das matrizes sem deformar o produto). A maior desvantagem da conformação a morno com relação ao processo a quente é o aumento do limite de escoamento que ocorre com o abaixamento da temperatura de deformação. O aumento da carga de conformação implicará na necessidade de se empregar prensas mais potentes e ferramentas mais resistentes. Os tarugos para a conformação, por sua vez, podem requerer decapagem para remoção de carepa e utilização de lubrificantes durante o processo. Em relação ao trabalho a frio o processo a morno apresenta redução dos esforços de deformação, o que permite a conformação mais fácil de peças com formas com- plexas, principalmente em materiais com alta resistência. A conformação a morno melhora ainda a ductilidade do material e elimina a necessidade de recozimentos intermediários que consomem muita energia e tempo. 4.3.3 TRABALHO A QUENTE O trabalho a quente é a etapa inicial na conformação mecânica da maioria dos me- tais e ligas. Este trabalho não só requer menos energia para deformar o metal e pro- porciona maior habilidade para o escoamento plástico sem o surgimento de trincas como também ajuda a diminuir as heterogeneidades da estrutura dos lingotes fundi- dos devido as rápidas taxas de difusão presentes às temperaturas de trabalho a quente. As bolhas de gás e porosidades são eliminadas pelo caldeamento destas cavidades e a estrutura colunar dos grãos grosseiros da peça fundida é quebrada e refinada em grãos equiaxiais recristalizados de menor tamanho. As variações estru- turais devido ao trabalho a quente proporcionam um aumento na ductilidade e na tenacidade, comparado ao estado fundido. 36 Geralmente, a estrutura e propriedades dos metais trabalhados a quente não são tão uniformes ao longo da seção reta como nos metais trabalhados a frio e recozi- dos, já que a deformação é sempre maior nas camadas superficiais. O metal possui- rá grãos recristalizados de menor tamanho nesta região. Como o interior do produto estará submetido a temperaturas mais elevadas por um período de tempo maior du- rante o resfriamento do que as superfícies externas, pode ocorrer crescimento de grão no interior de peças de grandes dimensões, que resfriam vagarosamente a par- tir da temperatura de trabalho. A maioria das operações de TQ é executada em múltiplos passes ou estágios; em geral, nos passes intermediários a temperatura é mantida bem acima do limite inferi- or do trabalho a quente para se tirar vantagem da redução na tensão de escoamen- to, embora com o risco de um crescimento de grão. Como, porém, deseja-se usual- mente um produto com tamanho de grão pequeno, a temperatura dos últimos pas- ses (temperatura de acabamento) é bem próxima do limite inferior e a quantidade de deformação é relativamente grande. Pequenos tamanhos de grãos darão origem a peças com melhor resistência e tenacidade. VANTAGENS E DESVANTAGENS DO TRABALHO A QUENTE De um ponto-de-vista prático o TQ – que é o estágio inicial da conformação dos ma- teriais e ligas – apresenta um certo número de vantagens, mas também de proble- mas, como listado em seguida. VANTAGENS: - menor energia requerida para deformar o metal, já que a tensão de escoa- mento decresce com o aumento da temperatura; - aumento da capacidade do material para escoar sem se romper (ductilida- de); - homogeneização química das estruturas brutas de fusão (e.g., eliminação de segregações) em virtude da rápida difusão atômica interna; - eliminação de bolhas e poros por caldeamento; 37 4.4 CARACTERÍSTICAS DOS PROCESSOS DE CONFORMAÇÃO Os processos de conformação mecânica alteram a geometria do material através de forças aplicadas por ferramentas adequadas que podem variar desde pequenas ma- trizes até grandes cilindros, como os empregados na laminação. Em função da tem- peratura e do material utilizado a conformação mecânica pode ser classificada como trabalho a frio, a morno e a quente. Cada um destes trabalhos fornecerá característi- cas especiais ao material e à peça obtida. Estas características serão função da ma- téria prima utilizada como composição química e estrutura metalúrgica (natureza, tamanho, forma e distribuição das fases presentes) e das condições impostas pelo processo tais como o tipo e o grau de deformação, a velocidade de deformação e a temperatura em que o material é deformado. 4.5 PRINCIPAIS PROCESSOS DE CONFORMAÇÃO O número dos diferentes processos unitários de conformação mecânica, desenvolvi- dos para aplicações específicas, atinge atualmente algumas centenas. Não obstan- te, é possível classificá-los num pequeno número de categorias, com base em crité- rios tais como: o tipo de esforço que provoca a deformação do material, a variação relativa da espessura da peça, o regime da operação de conformação, o propósito da deformação. Basicamente, os processos de conformação mecânica podem ser classificados conforme demonstrado na tabela 4.1. 38 Tabela 4.1 – Classificação dos processos de conformação plástica. 39 4.6 CONCEITO DA LAMINAÇÃO A laminação e um processo de conformação que essencialmente consiste na pas- sagem de um corpo sólido (peça) entre dois cilindros (ferramentas) que giram a mesma velocidade periférica, mas em sentidos contrários (Figura 4.5). Dessa forma, tendo o corpo da peça inicial uma dimensão maior do que a distância entre as super- fícies laterais dos cilindros, ele sofre uma deformação plástica na passagem entre os cilindros que resulta na redução de sua secção transversal e no aumento do seu comprimento e largura. Para se obter uma determinada dimensão (espessura) do corpo, deve-se submeter a peca a sucessivos passes através dos cilindros, com as distâncias entre si decrescentes . Figura 4.5 - Ilustração do processo de laminação. A passagem da peça pelos cilindros ocorre através da ação da forca de atrito que atua na superfície de contato entre as peças e os cilindros. Essa força é proporcional ao coeficiente de atrito entre peça e cilindro e a forca normal na superfície de conta- to. A forca normal dividida pela área da superfície de contato e a pressão exercida pelos cilindros que, por sua vez, resulta da resistência a deformação plástica do ma- terial da peça nas condições de processamento (temperatura e velocidade de traba- lho). O processo de laminação pode ser conduzido a frio ou a quente, dependendo das dimensões e da estrutura do material da peça especificada para o início e final do processamento. 40 Na laminação a quente a peça inicial é comumente um lingote fundido obtido de lin- gotamento convencional, ou uma placa ou tarugo processado previamente em lingo- tamento contínuo; a peca intermediaria e final assume, após diversos passes pelos cilindros laminadores, as formas de perfis diversos (produtos não planos) ou de pla- cas e chapas (produtos planos). A temperatura de trabalho se situa acima da tempe- ratura de recristalização do metal da peca, a fim de reduzir à resistência a deforma- ção plástica em cada passagem e permitir a recuperação da estrutura do metal, evi- tando o encruamento para os passes subsequentes. A laminação a quente, portanto, comumente se aplica em operações iniciais (operações de desbaste), onde são ne- cessárias grandes reduções de seções transversais. Na laminação a frio a peça inicial, nesse caso, é um produto semi-acabado (chapa ou tarugo), previamente laminado a quente. Como a temperatura de trabalho (tem- peratura ambiente) situa-se abaixo da temperatura de recristalização, o material da peça apresenta uma maior resistência a deformação e um aumento dessa resistên- cia com a deformação (encruamento), não permitindo, dessa forma, intensidades elevadas de redução de seção transversal. Um tratamento térmico de recozimento, entre uma e outra sequência de passes, pode se tornar necessário em função do programa de redução estabelecido e das propriedades exigidas do produto final. A laminação a frio é aplicada, portanto, para as operações finais (de acabamento), quando as especificações do produto indicam a necessidade de acabamento super- ficial superior (obtido com cilindros mais lisos e na ausência de aquecimento, o que evita a formação de cascas de óxidos) e de estrutura do metal encruada com ou sem recozimento final. As temperaturas de laminação e as de recozimento têm seus limites, superior e infe- rior, definidos criteriosamente em função do tipo de material a ser processado e das condições de cada processamento em particular. Na laminação a quente um conjunto de dois cilindros é utilizado para as primeiras etapas de redução, de tal modo que a peça é conduzida diversas vezes para o pas- se entre esses cilindros. Nas etapas finais da laminação a frio, e na maioria das eta- pas de laminação a frio, o trabalho é efetuado em diversos conjuntos (gaiolas) de cilindros dispostos em sequência (trem de laminação). A sequência e o número de etapas de laminação dependem das condições iniciais da peca (forma e natureza) e das condições finais especificadas (dimensões, for- mas, acabamento superficial, propriedades mecânicas e metalúrgicas). 41 4.6.1 LAMINADORES Os laminadores são classificados de acordo com o número e arranjo de cilindros (Figura 4.6), e os três principais tipos são os laminadores duo, trio e quadruo. O laminador duo possui seus dois cilindros girando somente numa direção, o que obriga a peça laminada a retornar por cima (ou pelo lado) para ser submetida a uma nova passagem. É denominado "laminador de retorno por cima" e sua aplicação a- tualmente e menos comum que a do laminador duo reversível. Esse último pode ter o movimento de rotação do cilindro nos dois sentidos, permitindo a passagem da peca pelos cilindros na direção de ida e volta. Com o laminador duo reversível é possível trabalhar peças pesadas e longas (blo- cos, tarugos, placas, chapas grossas, vergalhões, barras e perfis). Como alternativa, pode-se adotar o laminador trio, no qual dois de seus cilindros (o superior e o inferi- or) são maiores do que o cilindro intermediário, e são acionados por motores; o cilin- dro intermediário se movimenta pela ação de atrito e a movimentação da peça se dá com a ajuda de uma mesa de levantar ou uma mesa inclinada. Figura 4.6 - Exemplo de tipos de laminadores 42 4.7 CONCEITO DA EXTRUSÃO A extrusão é um processo de conformação plástica que consiste em fazer passar um tarugo ou lingote (de secção circular), colocado dentro de um recipiente, pela abertu- ra existente no meio de uma ferramenta, colocada na extremidade do recipiente, por meio da ação de compressão de um pistão acionado pneumática ou hidraulicamen- te. Os produtos da extrusão sao perfis e tubos, e, particularmente, barras da secção circular. A passagem do tarugo pela ferramenta, com furo de secção menor do que a do ta- rugo, provoca a deformação plástica, mas sem efeito de encruamento, pois comu- mente o processo é conduzido a uma temperatura de trabalho acima da temperatura de recristalização do metal. Normalmente, portanto, o processo de extrusão é um processo de trabalho a quente e visa obter perfis metálicos com propriedades mecâ- nicas controladas e de comprimento limitado pelo volume do lingote inicial. Como a estrutura metálica do produto da extrusão se encontra na condição recristalizada, é 43 possível aplicar ao metal extrudado intensos trabalhos de deformação a frio adicio- nais como os de trefilação. O lingote inicial é assim denominado por ser proveniente de um processo de fundi- ção. Contudo, se a peça inicial, matéria-prima para a extrusão, for obtida do proces- so de laminação de barras de grande secção, é melhor ser designada como barra inicial ou tarugo. Como já foi citado, à extrusão também produz barras de menor di- âmetro para serem trabalhadas pelo processo de trefilação. Para esse último pro- cesso, no entanto, a matéria-prima pode também ser proveniente do processo de laminação. Para os metais não-ferrosos comuns, é usual a utilização, ao invés do processo de laminação, do processo de extrusão para a obtenção dos perfis de forma variada, apesar da limitação do comprimento do produto obtido. A extrusão, nesse caso, permite ainda obter um produto mais homogêneo, estrutural e dimensionalmente, e menos atacado por oxidação superficialmente. A primeira vantagem resulta da ma- nutenção da temperatura de trabalho em níveis mais constantes e a segunda decor- re do pequeno contato do tarugo, ou lingote, com o meio ambiente durante o pro- cessamento. A extrusão apresenta também algumas desvantagens em relação a laminação, tais como custo maior de aquisição de equipamento, limitação de comprimento do perfil, velocidade de trabalho menor e maior desuniformidade de deformação ao final do processo. 4.7.1 MECÂNICA DA EXTRUSÃO A extrusão é classificada como processo de compressão indireta, pois são as pare- des internas da ferramenta que provocam, devido a reação a pressão do pistão, a ação de compressão sobre o tarugo. O processo de extrusão, quanto ao tipo de movimento, do material, pode ser classi- ficado em dois tipos: direto e inverso. Apesar da extrusão inversa exigir menor esfor- ço de deformação e permitir a obtenção de um produto mais homogêneo (não pro- vocando, também, o aparecimento do defeito típico de final do processo, como pode ocorrer na extrusão direta), o primeiro tem uma utilização maior em face da maior simplicidade do equipamento, pois não exige um pistão oco (que tem uma resistên- cia limitada a flambagem para grandes componentes). 44 Na extrusão direta, o pistão age sobre o tarugo forçando a sua passagem pela fer- ramenta, colocada no lado oposto do recipiente, e provocando uma intensa ação de atrito entre o tarugo e o recipiente de extrusão. Na extrusão inversa, o pistão se mantém fixo, com a ferramenta colocada na sua extremidade, e o recipiente com o tarugo avança em sua direção, tornando inexistente o atrito entre o tarugo e o recipi- ente. A redução do atrito no recipiente, quando do uso de extrusão direta, pode ser obtida com o uso de lubrificantes resistentes a temperatura elevada. O fluxo de saída do metal é, nesse caso, denominado "escoamento frontal". Esse processo pode, contu- do provocar o aparecimento de defeitos, causados pelo atrito na superfície do produ- to, tais como bolhas e escamas - defeitos estes provenientes do desalinhamento entre o pistão e o recipiente, da distribuição deficiente do lubrificante, do desajuste entre o disco de pressão e o disco do recipiente e da superfície irregular do recipien- te. Figura 4.7 – Ilustração do processo de extrusão e seções de perfis extrudados Para eliminar estes inconvenientes, utiliza-se o processo de extrusao direta sem lu- brificante, mas com um disco de diâmetro menor que o do recipiente. Forma-se, nes- te caso, uma casca de metal não-extrudado e aderente ao recipiente, que deve ser retirada após ter sido completada a extrusão de um tarugo. Nesse processo o esco- amento do núcleo do tarugo ocorre em primeiro lugar, pois a sua superfície fica re- freada pelo intenso atrito com o recipiente, caracterizando assim um "escoamento central" com rotação das camadas frontais do tarugo. Parte da superfície frontal do tarugo fica bloqueada na região do recipiente, adjacente a ferramenta, e não é ex- 45 trudada, devendo ser retirada depois de completado o processo. O escoamento da parte central do tarugo, sendo predominante, provoca na extremidade final do produ- to extrudado um defeito, caracterizado por um vazio interno, se não for deixado um resto ou resíduo de tarugo no recipiente. 4.8 CONCEITO DA TREFILAÇÃO A trefilação é um processo de conformação plástica que se realiza pela operação de conduzir um fio (ou barra ou tubo) através de uma ferramenta (fieira), que contém um furo em seu centro, por onde passa o fio. Esse furo tem o diametro decrescente, e apresenta um perfil na forma de funil curvo ou cônico. A passagem do fio pela fieira provoca a redução de sua secção e, como a operação é comumente realizada a frio, ocorre o encruamento com alteração das proprieda- des mecânicas do material do fio. Esta alteração se da no sentido da redução da ductilidade e aumento da resistência mecânica. Portanto, o processo de trefilação comumente é um trabalho de deformação mecânica realizado a frio, isto é, a uma temperatura de trabalho abaixo da temperatura de recristalização (o que não elimina o encruamento) e tem por objetivo obter fios (ou barras ou tubos) de diâmetros me- nores e com propriedades mecânicas controladas. Entre as diversas etapas da trefi- lação (isto é, entre as diversas passagens por sucessivas fieiras de diâmetros finais decrescentes), pode-se tornar conveniente a realização de um tratamento térmico de recozimento para conferir a ductilidade necessária ao prosseguimento do processo ou ao atendimento de requisitos finais de propriedades mecânicas especificas para o uso do produto trefilado. A matéria-prima para o processo de trefilação é um produto na forma de arame (ou barra ou tubo) obtido pelo processo de extrusão (para metais não ferrosos) ou pelo processo de laminação (para metais ferrosos e não ferrosos). 4.8.1 MECÂNICA DA TREFILAÇÃO Os esforços preponderantes na deformação são esforços de compressão exercidos pelas paredes do furo da ferramenta sobre o fio, quando de sua passagem, por efei- to de um esforço de tração aplicado na direção axial do fio e de origem externa. Co- mo o esforço externo é de tração, e o esforço que provoca a deformação é de com- 46 pressão, o processo de trefilação é classificado como um processo de compressão indireta. Figura 4.8 – Desenho ilustrativo do processo de trefilação 4.9 CONCEITO DA ESTAMPAGEM Os processos de conformação plástica de chapas podem ser inicialmente classifica- dos em dois grandes grupos: - . (figura 4.5) - ção em geral. (figura 4.6) Na técnica de fabricação de peças por conformação plástica a partir de chapas, con- tudo, o processo de corte da chapa sempre esta presente. As operações de confor- mação plástica da peça são sempre feitas a partir de um pedaço de chapa cortada, que se pode denominar disco ou esboço (a segunda denominação se refere a uma forma qualquer). O grupo de estampagem profunda (Figura 4.5) é constituído pelos seguintes processos: conformação por estampagem, reestampagem e reestampagem reversa de copos; conformação com estampagem e reestampagem de caixas; conformação rasa com estampagem e reestampagem de painéis; conformação profunda com estampagem de painéis. Os processos do grupo de conformação em geral, ao contrario do grupo anterior, cujos processos utilizam ferramentas acionadas por prensas, podem ser realizados em prensas viradeiras, rolos conformadores ou outros tipos mais específicos de má- quinas e ferramentas de conformação. Os tipos principais de processos pertencen- tes a esse grupo são: dobramento, flangeamento, rebordamento, enrolamento parci- 47 al ou total, nervuramento, estaqueamento, pregueamento, abaulamento, corruga- mento, gravação, conformação de tubos e outros processos mais específicos. Nos processos classificados no grupo de conformação em geral, estão sempre pre- sentes, na zona de deformação da peça, esforços de flexão que dobram a região a ser deformada, criando tensões de tração numa superfície e de compressão na su- perfície oposta. Na estampagem profunda estão associados aos esforços típicos desse processo os esforços que caracterizam os processos de conformação em ge- ral. Nesse processo, verifica-se invariavelmente a ação de um dispositivo da ferra- menta denominado prensa-chapas ou sujeitador, que ocasiona o surgimento de es- forços adicionais. Os esforços que surgem nas operações de conformação são de natureza complexa e variam com o decorrer da operação. Normalmente as operações de conformação de chapas são efetuadas a frio, utili- zando como matéria-prima laminados delgados de aço, ligas de alumínio, ligas de cobre e outros materiais. Uma descrição da natureza do processo e das formas obtidas permite melhor com- preender a classificação dos diversos processos de conformação de chapas. Figura 4.9 – Exemplo de conformação por estampa- gem profunda 48 Figura 4.10 – Exemplo de conformação por estampagem em geral 4.10 CONCEITO DE FORJAMENTO Forjamento é o processo de conformação por meio do qual se obtém a forma dese- jada da peça por martelamento ou aplicação gradativa de uma pressão. A maioria das operações de forjamento é efetuada a quente, embora certos metais possam ser forjados a morno ou a frio. Neste item, contudo, será tratado principalmente o forja- mento convencional, ou seja, o processo conduzido a quente. Existem duas classes principais de equipamentos de forjamento: os martelos e as prensas; os martelos provocam deformação do metal por impacto e as prensas submetem o metal a uma força de compressão em baixa velocidade. O processo de forjamento subdivide-se em duas categorias: forjamento livre, ou em matriz aberta, e forjamento em matriz fechada, conhecido apenas como forjamento em matriz. No processo de forjamento livre (Figura 4.11A) o material é deformado entre ferra- mentas planas ou de formato simples. O processo de deformação é efetuado por 49 compressão direta e o material escoa no sentido perpendicular a direção de aplica- ção da forca (caminho de menor atrito). Esse processo é usado geralmente para grandes peças, ou quando o número a ser produzido é pequeno não compensando a confecção de matrizes caras. Frequentemente o forjamento livre e usado para pré- conformar a peça para forjamento em matriz. No forjamento em matriz (Figura 4.11b) o material é deformado entre duas metades de matrizes, que fornece a forma desejada a peça. A deformação ocorre sob alta pressão em uma cavidade fechada e, assim, se obtém peças forjadas com tolerân- cias dimensionais mais estreitas. É necessário um grande volume de produção de pecas para justificar as matrizes de elevado custo. É importante, nesse processo, utilizar material em quantidade suficiente de modo que a cavidade da matriz seja completamente preenchida. Como é difícil determinar exatamente essa quantidade, costuma-se trabalhar com um ligeiro excesso. Ao final do processo de forjamento, o excesso de material sai da cavidade da matriz para a chamada "bacia de rebarba", sendo que a última operação de forjamento em matriz e a remoção dessa rebarba por um processo de corte em uma matriz semelhante a de estampagem denominado rebarbação. Um processo convencional de forjamento e composto por uma serie de passos típi- cos: corte, aquecimento, forjamento livre e forjamento em matriz (em uma única eta- pa ou em mais), rebarbação e tratamento térmico. Através da deformação plástica produzida pelo forjamento, podem-se conseguir dois efeitos: dar a forma desejada a peça e melhorar as propriedades mecânicas do me- tal (modificando e distribuindo seus constituintes e refinando o grão). Diversos metais e ligas metálicas podem ser forjados, tais como: aços-carbono, a- ços-liga, aços para ferramentas, aços inoxidáveis, ligas de alumínio, ligas de cobre e ligas de titânio. As principais formas iniciais para o forjamento são o metal fundido e o metal laminado. O metal laminado é mais indicado do que o fundido, pois possui estrutura mais homogênea. 50 Figura 4.11 - Operações de forjamento: (a) matriz aberta, (b) matriz fechada com rebarba, (c) matriz fechada sem rebarba 4.12 CONCEITO DA METALURGIA DO PÓ Metalurgia do pó é um processo de fabricação que produz peças tendo como maté- ria-prima pó metálico ou não. O processo consiste em compactar e/ou modelar a mistura e aquecê-la (etapa chamada de sinterização), com o objetivo de melhorar a coesão da estrutura interna. A característica específica do processo é que a tempe- ratura permanece abaixo da temperatura de fusão do elemento constituinte principal. A metalurgia do pó é um processo em que a economia de material é levada ao ex- tremo, com mínimas perdas de matéria-prima (as perdas na usinagem convencional, por exemplo, podem chegar a 50%). Certas ligas podem ser obtidas pela metalurgia do pó a custos várias vezes inferiores do que se fossem produzidas pela metalurgia convencional. A possibilidade de conjugar peças simples e partes sinterizadas também representa um importante fator de economia de custos, com preservação de qualidade do pro- duto final. O controle exato da composição química desejada do produto final, a redução ou eliminação das operações de usinagem, o bom acabamento de superfície, a pureza dos produtos obtidos e a facilidade de automação do processo produtivo são alguns dos motivos que tornam a metalurgia do pó uma fonte produtora de peças para pra- 51 ticamente todos os ramos da indústria, como o automobilístico, de informática, aero- espacial, de material eletroeletrônico, de equipamentos e implementos agrícolas, têxtil e tantos outros. Entretanto, algumas limitações ainda não superadas tornam a metalurgia do pó uma solução inviável em algumas situações. Em outras situações, a metalurgia do pó não é o último processo. Por exemplo, a peça tem de ser extraída de uma matriz, o que dificulta a produção de peças com certas características geométricas (furos, rasgos etc.), que devem ser obtidas por usinagem posterior. Vantagens: - Perda mínima de matéria-prima; - Controle rigoroso da composição química; - Boa tolerância dimensional, dispensando operações posteriores de usinagem; - Homogeneidade estrutural e de propriedades; - Bom acabamento superficial; - Uso mais eficiente de energia; - Processo de fácil automação. Desvantagens: - Alto custo inicial do ferramental, sendo necessária grandes produções para compensar o investimento; - Tamanho e formato limitado das peças; - Impede processo posterior de soldagem, devido ao comprometimento das propriedades físicas e químicas devido à porosidade da peça. Figura 4.12 – Ilustração de compactação uniaxial a frio 52 5 AÇOS INOXIDÁVEIS AUSTENÍTICOS 5.1 INTRODUÇÃO Os aços inoxidáveis são aços liga de ferro-cromo que contêm, tipicamente, um teor mínimo de 12% de cromo. A formação de uma fina camada de óxido de cromo em sua superfície, confere a estes materiais uma resistência à corrosão elevada, em especial à corrosão atmosférica. Estes aços são empregados onde há exigência de resistência em certos meios agressivos, sem comprometer a sua superfície, man- tendo-se ainda as suas propriedades estruturais. A sua utilização expandiu-se con- sideravelmente no mundo moderno. A película passivadora de óxidos de cromo, que é resistente e uniforme, tem exce- lente aderência e plasticidade, e volatilidade e solubilidade praticamente nulas. O grau de inoxidabilidade do aço depende da estabilidade dessa película, que tem uma espessura média de 0,02μm. Existe uma grande variedade de tipos de aços inoxidáveis: só a ASTM define mais de 80 tipos diferentes. Os tipos convencionais mais antigos costumam serem classi- ficados em três grupos, de acordo com a estrutura metalúrgica predominante da liga, em temperatura ambiente: Ferrídico, martensítico e austenítico Figura 5.1 – correspondência entre os teores de cromo e níquel e a microestrutura nos aços inoxidá-veis. 53 5.2 – AÇOS INOXIDÁVEIS AUSTENÍTICOS A austenita é uma solução sólida de carbono ou outro soluto no ferro gama cristali- zando-se no sistema cúbico de faces centradas (CFC), estes aços não são magnéti- cos. Devido à retenção de uma forma metaestável da austenita à temperatura ambi- ente, os aços desse grupo são denominados austeníticos. A estrutura CFC a tempe- ratura ambiente confere uma microestrutura granular facetada nestes aços. Apresenta excelente soldabilidade e maior resistência à corrosão em relação aos aços dos demais grupos de aços inoxidáveis. Combinam o baixo limite de escoa- mento com o alto limite de resistência e bom alongamento, oferecendo as melhores propriedades para o trabalho a frio. Os fatores que afetam a estabilidade da camada passiva e, consequentemente, a resistência à corrosão dos aços inoxidáveis são: - sua composição química; - as condições de oxidação do meio ou do eletrólito; - o acabamento superficial do componente; - a ocorrência de fenômenos de natureza galvânica; - a ocorrência de corrosão localizada; - a presença de fissuras ou frestas e - a presença de tensões. 5.3 EFEITO DOS ELEMENTOS DE LIGA Cromo – é o elemento responsável pela formação da camada passiva na superfície. Além da resistência à corrosão, o Cr é um elemento “alfagênico”, isto é, amplia a faixa de estabilidade da ferrita. As adições de Cr têm influência significativa nas pro- priedades mecânicas promovendo o endurecimento por solução sólida. Na presença de C, o Cr forma carbonetos do tipo M 7 C 3 e M 23 C 6 . Níquel - elemento “gamagênico”, isto é, sua adição amplia a faixa de estabilidade da austenita. É um elemento endurecedor por solução sólida. Também pode auxiliar na formação da camada passiva (oxido de Cr-Ni) aumentando a resistência á corrosão e a resistência ao calor. 54 Manganês – a adição de pequenas quantidades de Mn, associadas á presença de Ni, melhoram significativamente as funções atribuídas ao Ni. Molibdênio - aumenta a estabilidade da camada passiva e a resistência a corrosão em ácido sulfúrico e na água do mar (resistência a corrosão por pite). Titânio, tântalo e nióbio – São elementos formadores de carbonetos. Sua presença minimiza a corrosão intergranular. Nitrogênio - melhora a ductilidade (0,5 a 1%) e a dureza (0,3 a 0,4%). Estabiliza a austenita podendo ser empregado como um substituto de níquel. Carbono – a adição de C está relacionada com o tipo de aço inoxidável. Nos aços martensíticos, a adição visa aumentar a dureza da martensita e a precipitação de carbonetos, aumentando a resistência mecânica e a resistência ao desgaste. Nos aços austeníticos e ferríticos, o teor de C é limitado devido ao fenômeno de sensiti- zação e corrosão intergranular. Enxofre – é normalmente considerado com impureza e mantido em teores inferiores a 0,040%. Sua adição intencional, em conjunto com o Mn, visa a formação de inclu- sões de MnS e conseqüente melhoria da usinabilidade (aços inoxidáveis de corte- fácil). 55 TABELA 5.1 Composição Química de alguns Aços Inoxidáveis Conformados. OBS: Enxofre: Todos os aços das séries 200, 300 400 e 500, máx. de 0,030% de S, a não ser que haja indicação de outras faixas ou limites. Silício: Todos os aços das séries 200, 300 400 e 500, máx. de 1,0% de Si, a não ser que haja indica- ção de outras faixas ou limites Os sulfixos empregados indicam: B - aços com teores de Si entre 2 e 3%; Se - Aços de usinagem fácil, com adição de selênio; S - Aços com baixo teor de C (0,08%); L - aços com baixíssimo teor de C (0,03%) e F – aços para usinagem fácil. 56 5.4 - RECRISTALIZAÇÃO O processo de recristalização consiste na nucleação de uma região livre de defor- mação, cujo contorno pode transformar a matriz deformada em um material livre de deformação conforme vai se movendo. No crescimento do contorno a partir do nú- cleo, as discordâncias são aniquiladas na região varrida pelo contorno. Para isso é necessário que o contorno móvel seja um contorno de grande ângulo, de maneira que tenha um alto grau de desorientação para acomodar as discordâncias. Pelo menos dois mecanismo distintos de nucleação foram identificados para a re- cristalização. O primeiro é denominado migração do contorno induzida por deforma- ção.(Guy,1980; Reed-Hill,1982). Um núcleo livre de deformação é formado quando um dos contornos de grão já existentes caminha para dentro do seu vizinho, deixan- do atrás de si uma recristalizada e livre de deformação. O contorno move-se para o interior do grão que apresenta maior densidade de discordâncias localizada. No segundo mecanismo denominado coalescência de subgrãos compreende a nu- cleação de novos contornos de grãos formados através do crescimento de subgrãos, em determinadas regiões de energia interna relativamente alta. Esse mecanismo parece predominar a altas deformações, com núcleos aparecendo nos contornos de grãos, nos contornos de macla, ou em inclusões ou partículas de segunda fase. Os núcleos formam-se somente em regiões que, através da deformação heterogê- nea, tenham girado para uma orientação apreciavelmente diferente daquela matriz, (Reed-Hill,1982) Seis importantes variáveis infuênciam o comportamento da recristalização, segundo Dieter (1981): 1) quantidade de pré-deformação; 2) temperatura; 3) tempo; 4) tamanho de grão inicial; 5) composição; 6) grau de recuperação ou poligonização anterior ao inicio da recristalização. 57 A temperatura na qual a recristalização ocorre depende das variáveis acima, portan- to não é uma temperatura fixa como a temperatura de fusão. Para considerações práticas, a temperatura de recristalização pode ser definida co- mo a temperatura na qual uma dada liga, em um estado altamente trabalhado a frio, recristaliza-se completamente em uma hora. Devido a força motriz para o crescimento de grão ser apreciavelmente mais baixa do que a força motriz para a recristalização, o crescimento do grão irá ocorrer lentamen- te em temperaturas nas quais a recristalização ocorre de forma imediata. Entretanto, o crescimento de grão é fortemente dependente de temperatura, e será logo alcan- çada uma região de crescimento de grão no qual os grãos aumentam de tamanho muito rapidamente .O crescimento de grão é consideravelmente inibido pela presen- ça de uma fina dispersão de partículas de segunda fase, que restringem os movi- mentos de contornos de grão. Sob certas condições, alguns dos grãos de um metal com grãos recristalizados finos irão começar a crescer rapidamente às custas de outros grãos, quando aquecidos a alta temperatura. Esse fenômeno é conhecido como crescimento de grão anormal ou exagerado. (Reed-Hill, 1982). A força motriz para o crescimento anormal do grão é atribuida à diminuição da energia de superfície, e não na energia armazenada. Devido ao fato deste fenômeno apresentar uma cinética similar a da recristalização, é normalmente denominada recristalização secundária. (Dieter,1981). Recuperação e recristalização são dois fenômenos basicamente diferentes. Em um recozimento isotérmico,a velocidade com que ocorre o processo de recuperação sempre decresce com o tempo,isto é, o processo se inicia rapidamente e vai se tor- nando cada vez mais lento, conforme vai sendo consumida a força motriz da reação. Por outro lado, a cinética da recristalização é bem diferente, pois ocorre por proces- sos de nucleação e crescimento. Da mesma maneira que para outros processos deste tipo, a recristalização durante um recozimento isotérmico se inicia lentamente, aumenta até um valor máximo de velocidade de reação, após o que volta a ser lenta. 58 5.5 CRESCIMENTO DE GRÃOS Após a recristalização segue o processo de crescimento dos grãos que depende da temperatura, do tempo e da composição química do material. Entretanto, o tamanho de grão grande é prejudicial às propriedades mecânicas do material. Portanto, é muito importante o controle do tamanho de grão durante a fabricação e em aplica- ções práticas que envolvem altas temperaturas. Como os contornos de grão são regiões deformadas do material, existe uma energia mecânica associada a eles. O crescimento de grãos ocorre porque desta forma a área total de contornos se reduz, reduzindo a energia mecânica associada. No cres- cimento de grão, grãos grandes crescem às expensas de grãos pequenos que dimi- nuem. Desta forma o tamanho médio de grão aumenta com o tempo. Figura 5.2 – exemplo gráfico de recuperação, recristalização e crescimento de grão. 5.6 CORROSÃO NOS AÇOS INOXIDÁVEIS Caso a camada passiva seja destruída e as condições do meio não permitam a re- passivação, as taxas de corrosão podem ser elevadas, inclusive, muito superiores do que as do aço carbono. Os principais tipos de corrosão em aços inoxidáveis são: corrosão intergranular; corrosão por pites e corrosão sob tensão. Corossão intergranular - é um tipo de corrosão eletroquímica localizada nos con- tornos de grão de uma liga metálica. Sua ocorrência, muitas vezes, só é detectada 59 quando ocorre a ruptura do componente, e é ocasionada devido ao processo de sensitização do material. Sensitização - O M 23 C 6 e M 7 C 3 ocorrem inicialmente na superfície dos grãos austeníticos que são regiões de nucleação heterogênea. Isto pode ocorrer em minutos nas temperaturas entre 400ºC e 900ºC. A composição química nos contornos de grão pode ser alterada pela precipitação de partículas ricas em cromo, logo a região do contorno empobrecida de cromo torna este contorno suscetível a ataque anódico intergranular mesmo em condições livres de es- forços. As regiões anódicas do contorno de grão representam uma área mui- to pequena comparada com o restante da superfície exposta que é catódica, aumentando assim a taxa de corrosão localizada nos contornos. A sensitiza- ção é tanto mais intensa e tanto mais rápida quanto maior for a quantidade de carbono no aço, ou quanto mais tempo o metal ficar na temperatura crítica. Figura 5.3 - Curva de sensitização relacionanto temperatura, tempo e teor de carbono (Gentil 1996) Corossão por pite - A corrosão por pites pode ser determinada pela quebra locali- zada da camada passiva pela ação de espécies agressivas presentes no meio, das quais a mais significativo é o íon cloreto (Cl-). Os íons brometo e hipoclorito também provocam corrosão por pites nos aços inoxidáveis. Dentre os cátions, os íons prove- nientes de oxidação dos metais, tais como, íons férrico (Fe 3+ ), cúprico (Cu 2+ ) e mer- cúrico (Hg 2+ ) são os mais agressivos. 60 A resistência à corrosão por pites é fortemente dependente de sua composição. As- sim, Cr, Ni e Mo aumentam a resistência à corrosão por pites. Impurezas tais como S, formam inclusões de MnS e constituem sítios para a nucleação de pites. Nos a- ços inoxidáveis austeníticos, a presença de Mo em teores superiores a 2% determi- na um aumento significativo da resistência à corrosão por pites. O Mo quando adi- cionado na composição química aumenta a resistência a corrosão, por ter menor energia livre que o cromo, reduzindo a formação dos carbonetos de cromo. Corossão sob tensão - A susceptibilidade à corrosão sob tensão depende do tipo de aço inoxidável. Os aços inoxidáveis ferríticos, por exemplo, são particularmente muito mais resistentes à corrosão sob tensão que os aços austeníticos. Para que este tipo de corrosão ocorra, é necessário que coexistam três condições básicas: - tensões de tração resultantes do serviço ou tensões residuais resultantes de encruamento, operações de soldagem ou tratamento térmico; - temperatura, a corrosão sob tensão raramente ocorre em temperaturas inferi- ores a 60ºC e - meio, presença de íons haletos, dos quais o cloreto (Cl-) é o mais comum. A presença de hidróxido de sódio (NaOH) ou gás sulfúrico (H2S) pode causar corrosão sob tensão sob condições de alta temperatura e concentração. Figura 5.4 - corpo de prova de um aços inoxidável austenitico submetido a tensão de tração após exposição a um meio contendo cloretos. 61 6 CONFORMAÇÃO DOS AÇOS AUSTENÍTICOS 6.1 ESTADSO DE FORNECIMENTO Estes aços são fornecidos normalmente na condição solubilizado (recozido) e tama- nho de grão igual ou mais fino ao n° 5 das normas ISO 643 e ASTM E 112. O acabamento Superficial em barras pode ser: Descascado, Descascado + Polido ou Retificado. Para Fio Máquina, as bobinas podem ser fornecidas: Descascado ou Descascado + Decapado mecanicamente (condicionamento que torna a superfície apropriada para trefilação). 6.2 FATORES DE INFLUÊNCIA NO PROCESSO DE CONFORMAÇÃO Existe grande diversidade de produtos conformados. O comportamento a quente dos aços austeníticos são similares não apresentando alterações significativas no pro- cesso de aquecimento e conformação, portanto, alguns fatores que devem ser ob- servados: - o tamanho do produto - as variações de seções transversais no formato do produto - a deformação aplicada - o tamanho de grão inicial - a temperatura inicial e final de trabalho - a velocidade de conformação - a forma de aquecimento 6.3 CONFORMAÇÃO A QUENTE Baseado na pressão e nas cargas de conformação, os aços Inoxidáveis são consi- deravelmente mais difíceis de forjar que os aços carbono e os aços de baixa liga. Primeiramente, devido a sua maior resistência mecânica a altas temperaturas e, em segundo lugar, pela limitação da máxima temperatura para não ocorrerem danos microestruturais. 62 Os aços inoxidáveis austeníticos são mais dificultosos de serem forjados, mas são menos suscetíveis a defeitos superficiais. A maior parte dos aços inoxidáveis auste- níticos podem ser forjados numa ampla faixa de temperatura acima de 930ºC, com exceção dos austeníticos cujas composições promovem a formação de ferrita o. Nesses aços, acima de 1100ºC, dependendo da composição, pode aparecer uma grande quantidade de ferrita o. Outra restrição igualmente importante no forjamento de inoxidáveis austeníticos, se aplica à temperatura final de forjamento. Quanto mais aumenta a seção transversal do forjado, mais crítico passa a ser o efeito da velocidade de resfriamento do materi- al. Uma boa prática de conformação recomenda que se utilize tempos curtos de expo- sição ao calor do material nestas operações para evitar a formação de camadas es- pessas de óxidos (oxidação em alta temperatura), evitando assim oxidação intergra- nular na superfície. Caso isto ocorra, deve-se prever um sobremetal para usinagem e/ou acabamento final para garantir a completa remoção destas imperfeições. Figura 6.1 – exemplos de peças conformadas por forjamento e acabadas em diver- sos tamanhos e formatos. 63 O processo de recristalização e crescimento de grão devem ser controlados durante o processo de fabricação. Sabe-se que em pequenos tempos de exposição a tempe- raturas superiores a 1050ºC o grão cresce de forma rápida, portanto cada produto exige um estudo especifico. A deformação plástica produz aumento no número de discordâncias, e aumento de tensão interna na rede cristalina, portanto, é recomendado nos aços austeníticos o tratamento térmico de solubilização que consiste no aquecimento até 1050ºC para completa diluição dos carbonetos e resfriamento em água. Este tratamento além de aumentar a resistência a corrosão, interfere na resistência ao alongamento e dureza do material. Tabela 6.1 Principais aplicações de alguns aços inoxidáveis austeníticos 64 6.4 – RESUMO - Os aços inoxidáveis austeníticos podem ser trabalhados a quente preferenci- almente devido a sua grande resistência ao escoamento, porém, apresenta excelente trabalhabilidade a frio. - Para trabalhos a quente, a temperatura inicial de conformação deve ser sele- cionada criteriosamente considerando o grau e a velocidade de conformação, a redução de área e a temperatura final, afim de assegurar uma boa microes- trutura final do produto. - Quanto maior o tempo de exposição em temperaturas superiores a 1050ºC, maior a facilidade de crescimento de grão. - A recuperação da microestrutura granular só é possível através de redução de área trabalhada a quente (temperatura de recristalização). - Peças com grandes variações de seções transversais apresentam diferentes tamanhos de grão em sua estrutura. - A solubilização como tratamento térmico final é aconselhável para melhorar a característica mecânicas e resistência à corrosão. 65 REFERÊNCIAS CALLISTER JUNIOR, W.D., Ciência e Engenharia de Materiais: Uma Introdução, LTC, Rio de Janeiro, 2002. CONFORMAÇÃO PLÁSTICA DOS METAIS / coord. rev. E. Bresciani Filho; pesq. atual. I.B. Silva; transc. dig. G.F. Batalha; rev. ed. dig. S.T. Button. – 1.ed. dig. -- São Paulo : EPUSP, 2011. 6a Edição, ISBN 978-85-86686-64-1 - www.poli.usp.br/pmr/lefa 1.Conformação mecânica 2. Laminados 3. Processos de fabricação 4. Estam- pagem I. Bresciani Filho, Ettore II. Silva, Iris Bento da III. Batalha, Gilmar Ferreira IV. Button, Sérgio Tonini V. Universidade de São Paulo. Escola Politécnica. VI. t.; CDU 624.012.004.54 Prof. Eng. Mec. Norberto Moro; Téc. Mec. André Paegle Auras; www.norbertocefetsc.pro.br; FLORIANÓPOLIS – 2007 CONFORMAÇÃO DOS AÇOS INOXIDÁVEIS - Eduardo Luiz Alvares Mesquita Engº Mecânico – ACESITA; Léo Lucas Rugani Engº de Minas e Metalurgista – ACESITA; Consultoria: Engenheiro Ademar Kagê - Dir. da GRAPAIX Ind. e Com. Ltda; Enge- nheiro Roberto Mendes Borges - Diretor da KPB Ind. e Com. Ltda; Engenheiro Léo Loureiro Parolo - Diretor da KPB Ind. e Com. Ltda; DEZEMBRO – 1997; www.acesita.com.br. BRESCIANI FILHO, Ettore (Coord.) Conformação plástica dos metais. 5. ed. Campinas: Ed. UNICAMP, 1997. 385 p. (Manuais) HELMAN, Horacio; CETLIN, Paulo Roberto. Fundamentos da conformação mecâ- nica dos metais. 2.ed. São Paulo, SP: Artliber, 2005. 260 p. ISBN 8570300174 BIDA, A.G., BUTTON, S.T., SILVA, I.B., A Engenharia de Forjamento, São Paulo, Curso de Forjamento, ABM, Sao Paulo, 2007. 66 BILLIGMANN, J.; FELDMANN, H.D., Estampado y Prensado a Maquina, Reverte, Barcelona, 1979.