Estampabilidade a quente de chapa espessa da liga de...

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UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS

Faculdade de Engenharia Mecânica

ANDRÉ FABIANO RODRIGUES ARAUJO

Estampabilidade a quente de chapa espessa

da liga de magnésio AZ31

CAMPINAS

2017

ii

ANDRÉ FABIANO RODRIGUES ARAUJO



Orientador: Prof. Dr. Sérgio Tonini Button

CAMPINAS

2017

Dissertação de Mestrado apresentada à Faculdade

de Engenharia Mecânica da Universidade Estadual

de Campinas como parte dos requisitos exigidos

para obtenção do título de Mestre em Engenharia

Mecânica, na Área de Materiais e Fabricação.

ESTE EXEMPLAR CORRESPONDE À

VERSÃO FINAL DA DISSERTAÇÃO

DEFENDIDA PELO ALUNO ANDRÉ

FABIANO RODRIGUES ARAUJO, E

ORIENTADO PELO PROF. DR

SÉRGIO TONINI BUTTON.

..................................................................

ASSINATURA DO ORIENTADOR

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Hot formability of the magnesium alloy AZ31 thick sheet

Metal Forming

iv

UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS FACULDADE DE ENGENHARIA MECÂNICA

COMISSÃO DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA

DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA DE MANUFATURA E DE MATERIAIS

DISSERTAÇÃO DE MESTRADO



Autor: André Fabiano Rodrigues Araujo

Orientador: Sergio Tonini Button

A Banca Examinadora composta pelos membros abaixo aprovou esta Dissertação:

Prof. Dr. Sergio Tonini Button, Presidente

DEMM-FEM-UNICAMP

Profa. Dra. Alessandra Cremasco

FCA-UNICAMP

Prof. Dr. Rodrigo José Contieri

FCA-UNICAMP

A ata da defesa com as respectivas assinaturas dos membros encontra-se no processo de vida

acadêmica do aluno.

Campinas, 24 de julho de 2017

v

Dedicatória

Dedico este trabalho primeiramente a Deus, Senhor e Salvador de minha vida. Sem Ele

não teria condições de chegar a esta etapa. Ele me sustentou, me guiou e colocou pessoas em

minha vida durante momentos difíceis nestes dois anos de mestrado. A primeira delas é minha

mãe, que me ajudou e me aconselhou durante os momentos tristes ocorridos nestes dois anos

de mestrado, me dando forças para continuar na caminhada. Poderia escrever sobre ela durante

horas, mas me resumo a agradecer por ser filho dela. Agradeço também ao Professor Doutor

Sérgio Tonini Button. O mesmo foi meu professor na graduação, me ajudou no trabalho de

iniciação científica e no trabalho de conclusão de curso. Uma pessoa com caráter excepcional,

primazia em suas aulas e uma pessoa com quem se pode contar. Agradeço também a outros

dois professores. O primeiro deles também foi meu professor de graduação e de pós-graduação.

Assim como o Button, o professor Anselmo é uma pessoa extraordinária, que se dedica ao

ensino, ministrando aulas com conteúdo abrangente. Ambos nos fazem concluir que ser

professor é um dom. Agradeço uma terceira pessoa, o Professor Doutor Rosley Anholon. Tive

a oportunidade de conhece-lo em uma disciplina que fiz durante o mestrado. O mesmo abriu

meus olhos, através de sua disciplina, para um horizonte de assuntos não somente relativos à

engenharia, mas como as empresas deveriam se organizar em relação ao meio em que estão

inseridas. Da mesma forma que os dois professores já mencionados, suas aulas são impecáveis.

Dedico este trabalho também todos os funcionários da FEM, desde o pessoal da limpeza

até o diretor da Faculdade. Sem eles, a conclusão deste trabalho seria impossível. Gostaria de

agradecer ao pessoal do laboratório de materiais, dentre eles o Sr. José Luís, a Claudenete e o

Eduardo. Essas pessoas foram fundamentais durante as análises deste trabalho.

vi

Agradecimentos

Os autores agradecem o suporte financeiro deste estudo pela FAPESP (Processo

2016/15792-8) e ao CNPq pela bolsa de estudos de um dos autores.

Resumo

O objetivo principal deste trabalho é a determinação da estampabilidade a quente de uma

chapa espessa da liga de magnésio AZ31B. Ao longo da revisão bibliográfica foram discutidos

os tópicos que englobam a produção mundial de magnésio; as formas de uso de tais ligas, que

são amplamente empregadas em processos de fundição, e pesquisas relacionadas ao uso

adequado na estampagem; as características da liga de magnésio AZ31B e como tais ligas são

classificadas; a aplicação de liga de magnésio AZ31B; como essa liga se comporta em

temperatura ambiente e o impacto do aumento da temperatura e taxa de deformação; os efeitos

da adição de terras raras as ligas de magnésio e seus impactos na textura, os impactos da

recristalização dinâmica em altas temperaturas e diferentes taxas de deformação, além das

curvas de conformação limite, e o ensaio Nakazima de tais ligas. O planejamento experimental

foi baseado em diferentes ensaios e análises. Para tanto, foram retirados corpos-de-prova de

uma chapa comercial que foram submetidos a ensaios de tração em diferentes temperaturas e

taxas de deformação e, a partir dos resultados obtidos durante os ensaios, foram analisados os

efeitos da temperatura e da taxa de deformação sobre as propriedades mecânicas sob tração.

Além disso, com base nesses resultados, mapas de processamento foram elaborados de forma

a se determinar as regiões seguras de deformação a quente, definidas pelo máximo rendimento

na dissipação de energia. Esses mapas também foram úteis para se definir as regiões onde

podem ocorrer instabilidades durante a deformação da liga AZ31B, que devem ser evitadas no

planejamento da estampagem a quente dessa liga de magnésio. A análise de modo de fratura

com microscópio eletrônico de varredura e o uso de microscopia óptica para avaliação de

recristalização dinâmica foram realizadas nas regiões de fratura dos corpos de prova ensaiados.

Além das análises descritas acima, foram feitos ensaios em diferentes temperaturas de forma a

se avaliar o comportamento da anisotropia com o aumento da temperatura. Por fim, foram

realizados ensaios Nakazima de forma a se obter a curva limite de conformação das chapas

espessas de liga de magnésio AZ31B.

Palavras-chave: Metalurgia física, chapas espessas, mapa de processamento, ensaio de tração a

quente, modo de fratura, recristalização dinâmica, ensaio Nakazima.

Abstract

The main objective of this work was to evaluate the hot formability of a thick plate of

AZ31B magnesium alloy. Throughout the review of the literature several topics were discussed

such as the world production of magnesium; the different ways those alloys are widely used in

casting processes, and the studies that have been done to the proper use of those alloys in

forming processes; the main characteristics of alloy AZ31B, and how they are classified; the

application of this alloy; how this alloy behaves in room temperature and the impact of

increasing temperature and strain rate; the effects of rare earth elements in magnesium alloys,

and the impacts on the texture; the impacts of dynamic recrystallization in high temperatures,

and different strain rates, and the forming limit diagrams using Nakazima tests. The

experimental analysis was based on different tests and analysis. Specimens for hot tensile tests

were cut off one commercial plate and tested at many temperatures, strain rates, and direction

of specimens in respect to the rolling direction. Results from the tensile tests were analyzed and

then used to plot processing maps to define the safe regions for the hot forming of the alloy

where the energy dissipation was more efficient. The processing maps were also useful to find

the regions where the metal flow could be unstable which must be avoided when planning the

hot stamping of the AZ31B magnesium alloy. The analysis of fracture modes using scanning

electronic microscopy optical microscope was carried out to observe if dynamic

recrystallization was present in some regions of the fractured specimens resulted from the

tensile tests. Besides the analysis above described, tensile tests varying temperature were done

to evaluate how anisotropy was influenced by working temperature. Finally, Nakazima tests

were performed to build the forming limit diagram and evaluate the hot formability of thick

plates of magnesium alloy AZ31B.

Key words: Physical metallurgy, thick plates, processing maps, tensile tests, fracture modes,

dynamic recrystallization, Nakazima tests

Lista de Ilustrações

Figura 1 - Evolução da produção anual de ligas de magnésio (KAINER et al., 2010) ............ 22

Figura 2 - Perfil da produção mundial de magnésio (U.S.Geological Survey, 2015) .............. 24

Figura 3 - Tensão x alongamento para a liga AZ31B em função da temperatura (YI et al.,

2006). ........................................................................................................................................ 31

Figura 4 - Tensão x deformação para diferentes temperaturas (Fuh-Kuo Chen, 2003) ........... 32

Figura 5 - Anisotropia em função da temperatura - KOIKE et al., 2003 ................................. 32

Figura 6 - Anisotropia em função da Temperatura (AGNEW et al., 2005) ............................. 33

Figura 7 - Alongamento em função da temperatura (ZHANG et al., 2006)............................. 34

Figura 8 – Comparação das tensões de cisalhamento de planos basais, piramidais, prismáticos

e para a formação de maclas (BARNETT, 2003). .................................................................... 35

Figura 9 - Direções de extração dos corpos-de-prova nas direções de laminação, normal e

transversal (RD, ND e TD) (YUANLI et al., 2016). ............................................................... 36

Figura 10 - Representação dos planos de deslizamentos da estrutura HC (HOUSH et al., 1990)

.................................................................................................................................................. 38

Figura 11 - Microestrutura da chapa de magnésio AZ31 como recebida (HUA et al., 2014).. 42

Figura 12 - Ensaios de estampagem com diâmetros de disco variando de 100 até 115mm, com

ajuste de força (HUA et al., 2014) ............................................................................................ 42


força constante e baixa (HUA et al., 2014) .............................................................................. 43


força de sujeição constante e alta (HUAet al., 2014) ............................................................... 43

Figura 15 – Regiões da peça obtida por estampagem (HUA et al., 2014) ............................... 44

Figura 16 - Espessura de deformação x distância do fundo à borda do copo (HUA et al., 2014)

.................................................................................................................................................. 44

Figura 17 - Microestrutura das regiões da peça apresentada na Figura 15 - (a) e (e) fundo da

peça, (b) e (f) transição do fundo para a parede, (c) e (g) parede, (d) e (h) borda da peça-

(HUA et al., 2014) .................................................................................................................... 46

Figura 18 - Microestrutura das regiões da peça apresentada na Figura 14 - (b) Fundo da peça,

(c) transição do fundo para a parede superior, (d) parede, (e) transição do fundo para a parede

inferior, (f) Flange (HUA et al., 2014) .................................................................................... 47

Figura 19 - Tensão de escoamento x deformação em função da temperatura (LEE et al., 2007)

.................................................................................................................................................. 50

Figura 20 - Peças formadas nas condições de temperatura ambiente, 250°C e 400°C ............ 50

Figura 21 - Microestruturas em diversas regiões da peça ensaiada a 250°C (LEE et al., 2007)

.................................................................................................................................................. 51

Figura 22 – Diagramas de conformação limite para diferentes temperaturas de estampagem

(LEE et al., 2007) ..................................................................................................................... 52

Figura 23 - Comparação entre resultados de simulação e ensaios reais à temperatura ambiente

(LEE et al., 2007) ..................................................................................................................... 53

Figura 24 - Operações elementares de chapas (PLAUT, 2003) ............................................... 54

Figura 25 - Ensaios de estampabilidade de chapas (PLAUT, 2003) ........................................ 54

Figura 26 - Ferramentas usadas no ensaio Nakazima (XAVIER, 2014) ................................. 55

Figura 27 - Diferentes larguras de corpos de prova usados no ensaio Nakazima (XAVIER,

2014) ......................................................................................................................................... 55

Figura 28 - Curvas CLC obtidas via ensaio Nakazima (XAVIER,2014) ................................. 56

Figura 29 - Tipos de solicitação em função das deformações maior e menor (XAVIER,2014)

.................................................................................................................................................. 56

Figura 30 - Efeito da temperatura na CLC (v=0,1mm/s) (AMBROGIO et al., 2008) ............. 57

Figura 31 - Aparato usado no ensaio Nakazima por CASARI et al., 2006. ............................. 58

Figura 32 - CLC para o material IF260, malhas de 3 (a) e 5mm (b) (CASARI et al., 2006) ... 59

Figura 33 - CLCs para o material IF260 com malhas de 3mm obtidas (a) nos ensaios e (b)

teórica baseada na equação de Keeler (CASARI et al., 2006) ................................................. 59

Figura 34 - CLCs para o aço IF260 obtidas com (a) punção de 50mm, (b) punção de 110mm e

(c) curva teórica (CASARI et al., 2006) ................................................................................... 60

Figura 35 - CLCs para o aço DP500 obtidas com (a) punção de 50mm, (b) punção de 110mm

e (c) curva teórica (CASARI et al., 2006) ................................................................................ 60

Figura 36 - CLCs para a liga AA5182 obtidas com (a) punção de 50mm, (b) punção de

110mm e (c) curva teórica (CASARI et al., 2006) ................................................................... 61

Figura 37 - Variação do coeficiente de atrito durante um ensaio Strip Friction Test com o aço

IF260 usando como lubrificante Adiprene e graxa (CASARI et al., 2006) ............................. 62

Figura 38 - Curvas CLCs para a chapa de aço IF260, com uma malha de 3mm, diâmetro de

punção de 50mm e lubrificação: com graxa (a) e com Adiprene e graxa (b) ........................... 63

Figura 39 - Tensão verdadeira x deformação verdadeira para liga AZ31B em diferentes

temperaturas em ensaios quasi-estáticos (ULACIA et al., 2011). ............................................ 66

Figura 40 - Tensão verdadeira x Deformação verdadeira para liga AZ31B em diferentes

temperaturas em ensaios com altas taxas de deformação (ULACIA et al., 2011). .................. 66

Figura 41– Ensaios e análises realizadas no desenvolvimento deste estudo. ........................... 71

Figura 42 - Posicionamento de corte com relação à chapa de magnésio AZ31 ....................... 72

Figura 43 - Corpo de prova de acordo com norma ASTM E8 – dimensões em mm. .............. 74

Figura 44 - Equipamento utilizado nos ensaios de tração. ....................................................... 74

Figura 45 - Fixação do corpo de prova no equipamento de ensaios MTS. .............................. 75

Figura 46 - Cojunto de hardware e software para controle e aquisição de dados. ................... 75

Figura 47 - Tensão verdadeira x deformação verdadeira ......................................................... 78



Figura 50 - Ln(Tensão verdadeira) x Ln(Taxa de deformação) ............................................... 80

Figura 51 - Ln(m/(m+1)) x Ln(Taxa de Deformação) ............................................................. 81

Figura 52 - (a) Região da Fratura (b) Região do topo da fratura analisada no MEV ............... 82

Figura 53 - Direção de corte para análise por microscopia óptica. .......................................... 83

Figura 54 - Face longitudinal do corpo de prova. .................................................................... 83

Figura 55 - Corpos de prova para os ensaios Nakazima........................................................... 84

Figura 56 – Razão limite de embutimento x temperatura (ZHANG et al., 2006) .................... 84

Figura 57 - Ferramental usado nos ensaios Nakazima. ............................................................ 85

Figura 58 – Representação do ferramental para o ensaio Nakazima – (a) Vista m perspectiva

(b) vista detalhada. .................................................................................................................... 85

Figura 59 - Dimensões das ferramentas usadas nos ensaios Nakazima ................................... 85

Figura 60 - Equipamento de gravação eletroquímica Tecnigrav Compact 100. ...................... 87

Figura 61 - Matriz de gravação com círculos de 2,5mm de diâmetro. ..................................... 87

Figura 62 - Malha aplicada sobre a superfície de um corpo de prova. ..................................... 88

Figura 63 - Corpos de prova fraturados - taxa de deformação de 0,001/s ................................ 92

Figura 64 - Corpos de prova fraturados - taxa de deformação igual a 0,01/s ........................... 93

Figura 65 - Corpos de prova fraturados – taxa de deformação igual a 0,1/s ............................ 93

Figura 66 – Curvas de escoamento obtidas nos ensaios de tração com taxa de deformação de

0,001/s. ..................................................................................................................................... 94

Figura 67 - Curvas de escoamento obtidas nos ensaios de tração com taxa de deformação de

0,01/s. ....................................................................................................................................... 94

Figura 68 - Curvas de escoamento obtidas nos ensaios de tração com taxa de deformação de

0,1/s .......................................................................................................................................... 95

Figura 69 - Resultados obtidos na mesma direção de corte (DL) com taxas de deformação

distintas e variação de temperatura ........................................................................................... 95

Figura 70 - Resultados obtidos na mesma direção de corte (45⁰ ) com taxas de deformação


Figura 71 - Resultados obtidos na mesma direção de corte (DT) com taxas de deformação


Figura 72 - Curvas de escoamento obtidas nos ensaios de tração a 250°C. ............................. 98



Figura 75 - Resultados obtidos a 250⁰ C com direções de obtenção de CDP distintas e

variação de taxa de deformação................................................................................................ 99


variação de taxa de deformação.............................................................................................. 100


variação de taxa de deformação.............................................................................................. 100

Figura 78 - Tensão verdadeira máxima e deformação até a fratura, ...................................... 101



Figura 81 - Corpos de prova ensaiados a 250⁰ C e taxa de deformação de 0,001/s .............. 104

Figura 82 - Corpos de prova ensaiados a 370⁰ C e taxa de deformação de 0,001/s .............. 105

Figura 83 – Coeficiente de anisotropia normal para cada direção de corte do corpo de prova.

................................................................................................................................................ 106

Figura 84 - Variação do coeficiente de anisotropia média com o aumento da temperatura (a)

Resultados obtidos (b) Anisotropia em função da Temperatura (AGNEW et al., 2005) ....... 106

Figura 85 - Mapa de processamento para ε = 0,100 ............................................................... 109

Figura 86 - Mapa de processamento para ε = 0,125 ............................................................... 109

Figura 87 - Mapa para a condição de ε = 0,150 ..................................................................... 110

Figura 88 - Mapa para a condição de ε = 0,200 ..................................................................... 110

Figura 89 – Mapa de processamento para ε = 0,240 .............................................................. 111

Figura 90 Corpos de prova ensaiados com taxa de deformação de 0,001/s .......................... 113

Figura 91 - Micrografias da superfície de fratura para a taxa de deformação de 0,001/s e

diferentes temperaturas - MEV............................................................................................... 114


diferentes temperaturas - MEV............................................................................................... 115


diferentes temperaturas – MEV .............................................................................................. 116

Figura 94 - Comparação entre aspectos de fraturas de trabalhos distintos analisadas no MEV

................................................................................................................................................ 117

Figura 95 - Micrografias das fraturas a diferentes taxas de deformação – MEV ................... 118

Figura 96 - Micrografias das fraturas a altas temperaturas - MEV ........................................ 119

Figura 97 - Amostras ensaiadas à temperatura ambiente e taxa de 0,001/s – MO ................. 120

Figura 98 - Amostras ensaiadas a 250⁰ C e taxa de 0,001/s – MO ........................................ 120

Figura 99 – Micrografia da amostra obtida no ensaio a 250°C e taxa de deformação de 0,001/s

- MO ....................................................................................................................................... 121

Figura 100 - Micrografia da amostra obtida no ensaio a 310°C e taxa de deformação de

0,001/s - MO ........................................................................................................................... 121

Figura 101 - Micrografia da amostra obtida no ensaio a 370°C e taxa de deformação de

0,001/s - MO ........................................................................................................................... 122

Figura 102 - Micrografia da amostra obtida no ensaio a 250°C e taxa de deformação de 0,1/s -

MO .......................................................................................................................................... 123


MO .......................................................................................................................................... 123


MO .......................................................................................................................................... 124

Figura 105 - Micrografias obtidas para as condições 2 e 8 - MO .......................................... 124


Figura 107 - Micrografias obtidas para as condições 4 e 10 – MO ........................................ 125



Figura 110 - Micrografias obtidas para as condições 3 e 7 – MO .......................................... 127

Figura 111- Influência da temperatura e da taxa de deformação na fração recristalizada

dinamicamente (CHANGIZIAN et al., 2012). ....................................................................... 127

Figura 112 - Corpo de prova obtido sem falha ou ruptura ..................................................... 128

Figura 113 - Corpo de prova obtido com falha ou ruptura. .................................................... 128

Figura 114 - Corpos de prova deformados nos ensaios Nakazima - Parte 1 .......................... 129

Figura 115 – Resultados experimentais, curvas teóricas e curvas obtidas em trabalhos de

outros autores. ......................................................................................................................... 132

Figura 116 - Resultados experimentais e curvas teóricas deste trabalho. .............................. 133

Figura 117 – Resultados experimentais e curvas teóricas e experimentais de trabalhos de

outros autores. ......................................................................................................................... 134

Figura 118 – Variação da taxa de deformação na simulação do ensaio Nakazima com corpo de

prova de largura igual a 40mm – taxa média de deformação igual a 0,1/s. ........................... 135

Figura 119 - Curva limite de conformação e regiões de deformação – CALDIN, 2006........ 136

Figura 120 - Zona de instabilidade apresentada no corpo de prova C1. ................................ 136

Figura 121 - Zona de instabilidade apresentada no corpo de prova D1 ................................. 137

Figura 122 – Curvas limites de conformação e resultados do corpo de prova D1. ................ 138

Figura 123 - Mapa de processamento para ε = 0,1 e região que representa o corpo de prova

D1. .......................................................................................................................................... 139

Figura 124 - Comprimento inicial e final do corpo de prova ................................................. 141

Figura 125 - Espessura inicial e final do corpo de prova ....................................................... 142

Figura 126 - Largura inicial e final do corpo de prova ........................................................... 143

Figura 127 - Profundidade do domo ....................................................................................... 144

Lista de Tabelas

Tabela 1 - Propriedades físico-químicas e mecânicas do magnésio puro (KLEINER et al.,

2004) ......................................................................................................................................... 26

Tabela 2 - Classificação das ligas de magnésio de acordo com composição química e

tratamento termomecânico ....................................................................................................... 28

Tabela 3 - Propriedades de diferentes ligas de magnésio e tratamentos termomecânicos ....... 29

Tabela 4 - Características cristalográficas dos sistemas de deslizamento em metais com

estrutura HC (ZARANDI, 2007). ............................................................................................. 38

Tabela 5 - Coeficiente e atrito para quatro diferentes condições de lubrificação..................... 62

Tabela 6 - Parâmetros utilizados nos ensaios de tração a quente (WU et al, 2011) ................. 65

Tabela 7 - Composição Química da Liga de Magnésio AZ31B - Fornecedor ......................... 70

Tabela 8 - Propriedades mecânicas da liga de magnésio AZ31B - Fornecedor ....................... 70

Tabela 9 - Características superficiais e tolerâncias da chapa utilizada - Fornecedor ............ 71

Tabela 10 - Parâmetros de ensaio de tração ............................................................................. 73

Tabela 11 - Condições de ensaio para cálculo dos coeficientes de anisotropia ....................... 77

Tabela 12 – Deformações usadas para construção dos mapas de processamento .................... 77

Tabela 13 - Condições ensaiadas e utilizadas para construção de mapas ................................ 77

Tabela 14 - Tensão verdadeira para diferentes taxas de deformação e temperaturas ............... 79

Tabela 15 - Comparação das composições químicas da chapa AZ31B ................................... 90

Tabela 16 – Condições de realização dos ensaios de tração..................................................... 91

Tabela 17 - Valores máximos de tensão verdadeira e deformação verdadeira. ..................... 103

Tabela 18 – Resultados da determinação dos coeficientes de anisotropia ............................. 105

Tabela 19 - Condições ensaiadas e utilizadas para construção dos mapas ............................. 107

Tabela 20 - Deformações usadas para obtenção de mapas de processamento ....................... 108

Tabela 21 - Condições de testes das fraturas analisadas para corpo de prova obtido à 45° da

direção de laminação DL ........................................................................................................ 112

Tabela 22 - Condições de ensaio dos corpos de provas analisados ........................................ 119

Tabela 23 - Principais dimensões dos CDPS antes e após ensaio .......................................... 140

Lista de Abreviaturas e Siglas

Símbolo Definição Unidade

a Parâmetros de rede nm

<a> Vetor de Burgers -

Al Elemento alumínio

c Parâmetros de rede nm

Ca Cálcio -

DL Direção de laminação -

DT Direção transversal -

DRX Recristalização dinâmica -

Fe Elemento ferro -

Cu Elemento cobre -

Ni Elemento níquel -

Mg Elemento magnésio -

Mn Elemento manganês -

Si Elemento silício -

Zn Elemento zinco -

Th Elemento tório -

TH Temperatura homóloga K

Ce Elemento cério -

σ Tensão MPa

ε Deformação mm

𝜀

Taxa de deformação 1/s

εw Deformação verdadeira desenvolvida na largura -

εt Deformação verdadeira desenvolvida na espessura -

l0 Comprimento inicial mm

lf Comprimento final mm

ƞ Eficiência da dissipação energética -

parâmetro de instabilidade plástica -

ωo Largura inicial mm

ωf Largura final mm

r Anisotropia normal -

𝜀̇

17

Sumário

1 INTRODUÇÃO ............................................................................................................. 19

1.1 MOTIVAÇÃO E OBJETIVOS ................................................................................. 20

2 REVISÃO DA LITERATURA ..................................................................................... 21

2.1 ORIGEM DO MAGNÉSIO ....................................................................................... 21

2.2 HISTÓRIA DO USO DO MAGNÉSIO .................................................................... 22

2.3 A PRODUÇÃO MUNDIAL DE MAGNÉSIO ......................................................... 23

2.4 FABRICAÇÃO E PROCESSAMENTO DO MAGNÉSIO NA INDUSTRIA

AUTOMOBILISTICA ......................................................................................................... 25

2.5 AS LIGAS E CARACTERÍSTICAS DO MAGNÉSIO ............................................ 26

2.6 CLASSIFICAÇÃO DAS LIGAS DE MAGNÉSIO .................................................. 28

2.7 APLICAÇÃO DAS LIGAS DE MAGNÉSIO .......................................................... 29

2.8 O COMPORTAMENTO DA LIGA AZ31B COM RELAÇÃO À DEFORMAÇÃO

E ANISOTROPIA ................................................................................................................ 30

2.9 O EFEITO DAS MACLAS ACIMA DE 200°C ....................................................... 34

2.10 CRISTALOGRAFIA DAS LIGAS DE MAGNÉSIO ........................................... 37

2.11 EFEITOS DE TERRAS RARAS NA TEXTURA ................................................ 39

2.12 RECRISTALIZAÇÃO DINÂMICA ..................................................................... 41

2.13 RAZÃO LIMITE DE EMBUTIMENTO ............................................................... 41

2.14 DIAGRAMA DE CONFORMAÇÃO LIMITE ..................................................... 49

2.15 ENSAIO NAKAZIMA .......................................................................................... 53

2.16 O EFEITO DA LUBRIFICAÇÃO EM ENSAIOS NAKAZIMA ......................... 61

2.17 SIMULAÇÃO NUMÉRICA DO ENSAIO NAKAZIMA .................................... 64

2.18 ENSAIOS DE TRAÇÃO E ESTAMPABILIDADE ............................................. 65

2.19 MAPAS DE PROCESSAMENTO ........................................................................ 67

3 MATERIAIS E MÉTODOS .......................................................................................... 70

3.1 MATERIAL UTILIZADO ........................................................................................ 70

3.2 METODOLOGIA EXPERIMENTAL ...................................................................... 71

3.3 ANÁLISE DE COMPOSIÇÃO QUÍMICA DO MATERIAL .................................. 72

3.4 ENSAIOS DE TRAÇÃO ........................................................................................... 72

3.5 DETERMINAÇÃO DOS COEFICIENTES DE ANISOTROPIA ........................... 76

3.6 MAPAS DE PROCESSAMENTO ............................................................................ 77

18

3.7 ANÁLISE DE MODO DE FRATURA ..................................................................... 81

3.8 ANÁLISE DA MICROESTRUTURA POR MICROSCOPIA ÓPTICA ................. 82

3.9 ENSAIOS NAKAZIMA ............................................................................................ 83

4 APRESENTAÇÃO E DISCUSSÃO DOS RESULTADOS ......................................... 90

4.1 ANÁLISE DE COMPOSIÇÃO QUIMICA .............................................................. 90

4.2 ENSAIOS DE TRAÇÃO ........................................................................................... 91

4.3 DETERMINAÇÃO DOS COEFICIENTES DE ANISOTROPIA ......................... 104

4.4 MAPAS DE PROCESSAMENTO .......................................................................... 107

4.5 ANÁLISE DE MODO DE FRATURA ................................................................... 112

4.6 ANÁLISE DE MICROSCOPIA ÓPTICA .............................................................. 119

4.7 ENSAIOS NAKAZIMA .......................................................................................... 128

5 CONCLUSÕES ........................................................................................................... 145

Referências ......................................................................................................................... 147

19

1 INTRODUÇÃO

As ligas de magnésio possuem baixa densidade aliada à boa rigidez específica e

resistência a tração. Além desses fatores, os benefícios ecológicos trazidos pelo uso desta liga,

como a economia energética obtida pelo seu uso, fizeram com que indústrias, dentre elas a

automobilística, a aeronáutica, e a de fabricação de veículos de transportes em geral, tivessem

maior interesse no uso dessas ligas, que são classificadas como metais leves (MORDIKE et al.,

2001). Citando um caso específico na indústria automobilística sobre um dos benefícios do

uso de tais ligas, tem-se um estudo de análise de ciclo de vida feito para um bloco de motor que

comparando ferro fundido, alumínio e magnésio mostrou que o magnésio tem menores

impactos ambientais se comparado com o ferro fundido e o alumínio, com menores emissões

de CO2 equivalente desde a extração de magnésio até o fim de vida do veículo após 200000km

de uso do mesmo (A. THARUMARAJAH et al., 2007). Outro ponto de grande destaque na

indústria automobilística para justificar o uso de ligas de magnésio é ligado ao fato do grande

potencial de redução de massa, devido ao fato do magnésio ser o metal estrutural mais leve

dentre os todos os metais (ANTONISWAMY et al., 2015).

Com relação ao consumo, o uso de ligas de magnésio vem aumentando ao longo dos anos

devido a uma série de estudos científicos que permitem o uso de tais ligas num leque maior de

processos de fabricação. Antigamente, as ligas de magnésio eram usadas na forma de fundidos,

mas com o desenvolvimento de novos estudos, é possível usá-las em processos de extrusão,

laminação e estampagem (ANTONISWAMY et al., 2015). Assim, além da maior abrangência

de aplicação de ligas de magnésio em processos de fabricação, os efeitos ambientais nocivos

são reduzidos se comparados com outros materiais (A. THARUMARAJAH et al., 2007).

Com relação ao consumo mundial em termos quantitativos, no ano de 2014, a produção

mundial alcançou o patamar de 907 mil toneladas (U.S. GEOLOGICAL SURVEY, 2015). Isso

se deve justamente ao estudo e desenvolvimento de novas técnicas de extrusão, estampagem e

laminação ao longo dos anos, abrindo um campo maior para o uso de ligas de magnésio,

tornando cada vez mais atrativo o uso de tais ligas na substituição de outros materiais.

Na última década, vários estudos vêm sendo feitos com o intuito de melhorar processos

de deformação por estampagem a partir do entendimento de como a microestrutura e os

tratamentos termomecânicos afetam o comportamento das ligas de magnésio. Neste contexto,

este estudo tem como objetivo principal a determinação das melhores condições de estampagem

a quente de uma dessas ligas, a AZ31B (Mg – 3%Al – 1%Zn – 0,3%Mn). Tal liga foi escolhida

20

devido a sua grande disponibilidade no mercado mundial por ser uma liga de uso comercial

(Lee, Y.S et al., 2008), e ser uma liga usada em muitos projetos de pesquisas realizadas

atualmente.

A grande contribuição deste estudo em relação aos que vêm sendo realizados, é a

determinação da estampabilidade a quente de uma chapa espessa, com 3mm de espessura,

diferentemente da quase totalidade de outros estudos que avaliaram chapas mais finas, com

cerca de 1mm de espessura, como pode ser observado nas referências bibliográficas dispostas

neste trabalho

1.1 MOTIVAÇÃO E OBJETIVOS

O objetivo deste estudo é compreender a estampabilidade a quente de chapas espessas de

ligas de magnésio, neste caso de uma chapa com espessura de 3mm, de forma a tornar a

estampagem a quente mais acessível e confiável nas diferentes indústrias que produzam

componentes estampados a quente de chapas espessas dessas ligas e assim, contribuir para o

uso desse processo na indústria de larga escala.

As chapas de ligas de magnésio produzidas por laminação geralmente possuem um

maior valor comercial, sendo mais caras do que os produtos fundidos. No entanto, quando

comparadas com os produtos fundidos, as chapas laminadas possuem melhores propriedades

de conformabilidade plástica obtidas após tratamentos termomecânicos.

Como as ligas de magnésio possuem baixa capacidade de deformação plástica em

temperatura ambiente, o que inclui a estampagem convencional (ANTONISWAMY et al.,

2015), estudos buscam melhoria da conformabilidade, que dependem da combinação

adequada das condições de deformação e das características microestruturais da liga de

magnésio a ser trabalhada. Como consequência, muitos centros de pesquisa buscam o

entendimento detalhado dos mecanismos de deformação plástica, que ainda não são

plenamente conhecidos.

Desta forma, este trabalho tem como objetivo analisar o comportamento

microestrutural e termomecânico de chapas espessas, com 3mm de espessura, de liga de

magnésio AZ31B em condições de estampagem e determinar as condições de processamento

adequadas para que a estampagem ocorra satisfatoriamente, a partir dos resultados obtidos

em ensaios de tração a quente, mapas de processamento e ensaios Nakazima a quente.

21

2 REVISÃO DA LITERATURA

2.1 ORIGEM DO MAGNÉSIO

O magnésio é o oitavo elemento mais comum na crosta terrestre, sendo a Magnesita a

fonte principal de magnésio. Quimicamente ela é composta por MgCO3, um carbonato de

magnésio com 47,8% de MgO e 52,2% de CO2, com estrutura cristalina hexagonal idêntica à

da calcita, ocorrendo tanto na forma de cristais perfeitos de faces romboédricas, como

agregados de grãos grosseiros, com dureza variando de 3,0 a 3,2, densidade 3,5 a 5, brilho

vítreo, apresentando tonalidade branca com reflexos amarelados, acinzentados, vermelhos ou

castanho, ocorrendo comumente em veios e massas irregulares, derivadas da alteração da

serpentina pela ação de águas carbônicas.

Nas rochas de xisto têm-se as camadas de Magnesita cristalina de origem metamórfica.

As rochas calcíticas são substituídas por soluções contendo magnésio, formando-se a dolomita

como produto secundário, quando a origem é sedimentar. Outras fontes de magnésio são as

olivinas e salmouras provenientes de lagos salgados e água do mar.

A Magnesita é considerada uma matéria-prima nobre, utilizada na produção de magnésio

metálico e de alguns compostos de magnésio, comumente utilizados nas indústrias

farmacêutica, química e de refratários. O magnésio metálico como um dos subprodutos da

Magnesita é utilizado na obtenção de ligas de alumínio e magnésio, sendo utilizado nas

indústrias automotiva, aeroespacial, militar, maquinaria, e ferramentas em geral (DA MATTA

COSTA et al., 2008).

No caso da indústria automotiva, por exemplo, as ligas de magnésio são usadas na

fabricação de chassis, na estrutura e em componentes internos dos veículos. Dentre os

componentes fabricados, têm-se painéis de instrumentos, volantes, assentos, berços de motor,

dentre outros (JOOST et al., 2016).

22

2.2 HISTÓRIA DO USO DO MAGNÉSIO

O magnésio foi originalmente encontrado na região de Thessaly, Grécia. O metal de

magnésio foi produzido a partir de uma mina em 1808 por Sir Humphrey Davi, em pequenas

quantidades. A produção industrial começou em 1808 na Alemanha.

A aplicação de ligas de magnésio começou a se fortalecer entre as duas guerras mundiais

com o intuito de produzir armamentos e diversos artefatos militares. Durante este período o

consumo anual era de 280000 toneladas. Após os conflitos mundiais, o consumo caiu para

valores em torno de 10000 toneladas anuais. No final no século XX, o consumo de ligas de

magnésio voltou a crescer, atingindo valores anuais de 360000 toneladas. Naquele período, o

valor do quilograma de magnésio estava em torno de US$ 3,6 dólares. Devido ao aumento da

demanda e da produção, o valor médio foi de US$ 2,5 por quilograma em 2014. Com o passar

dos anos, o consumo vem crescendo consideravelmente devido ao melhor entendimento do

comportamento dessas ligas e das vantagens de sua aplicação (SCHUMANN, et al., 2003).

De acordo com KAINER et al., 2010, a produção de magnésio aumentou mais de 2500%

desde 1935 até 2010 (Figura 1). Em 2014, a produção mundial alcançou o patamar de 907 mil

toneladas (U.S. GEOLOGICAL SURVEY, 2015). Em 2015 a produção alcançou o patamar de

972 mil toneladas (U.S. GEOLOGICAL SURVEY, 2015). Como consequência, o custo da

produção também baixou, devido à melhoria dos processos de extração e obtenção do magnésio

e o aumento da oferta.

Figura 1 - Evolução da produção anual de ligas de magnésio (KAINER et al., 2010)

23

No início do século XX, as primeiras ligas de magnésio foram desenvolvidas, sendo o

setor automobilístico o que mais fez uso dessas ligas, sendo dois exemplos de veículos, o

Corvette SS e a Mercedes-Benz 300SLR feitos com estruturas de magnésio, sendo que ambos

foram utilizados em competições automobilísticas, dentre elas a corrida de Le Mans. A Porsche

também utilizou a mesma estrutura em 1971, batendo o recorde de distância com seu modelo

de peso reduzido, mas os fabricantes ficaram temerosos de usar ligas de magnésio na estrutura

e preferiram orientar seus esforços de redução de peso no motor (ABBOTT et al.,2008).

Até meados do século XX, as ligas eram à base de Mg-Al-Zn e sistemas de Mg-Mn. Com

a descoberta do zircônio e terras raras como elementos atuantes na ação modificadora e

refinadora, o desenvolvimento de ligas de magnésio deu um salto significativo. Nesse período,

as ligas de magnésio também foram utilizadas em projetos dos aviões militares alemães. No

entanto, como o magnésio tinha baixa resistência à corrosão e alta inflamabilidade, outras ligas

foram pesquisadas durante a evolução da tecnologia aeronáutica. (ERICKSON, et al., 1990).

Nos últimos anos, devido às melhorias verificadas na produção e no desempenho

mecânico das ligas de magnésio, houve um crescimento da aplicação dessas ligas nas indústrias

automotiva e aeronáutica, como uma forma de redução do consumo energético do transporte e

para atender às exigências ambientais relativas à emissão de gases dos combustíveis fósseis.

Além do uso dessas ligas nos campos aeronáutico e automobilístico, as ligas de magnésio

também formam parte da estrutura de telefones celulares, computadores, câmaras fotográficas,

rodas automotivas e aparecem em peças de motocicletas e bicicletas. Para ampliar ainda mais

suas aplicações, vários centros de pesquisas direcionaram suas investigações na melhoria da

produção, do processamento e das propriedades das ligas, consolidando-as como potencial

alternativa frente a outros metais leves e estruturais (MORDIKE et al., 2001).

2.3 A PRODUÇÃO MUNDIAL DE MAGNÉSIO

De acordo com o relatório anual de 2015 da USGS - U.S.Geological Survey (2015), órgão

do governo americano responsável pelo programa de recursos minerais dos EUA, a produção e

o consumo mundiais de magnésio têm crescido anualmente, tendência já apresentada por

Kainer et al., 2010, na Figura 1.

Analisando a evolução do consumo de magnésio, segundo dados da USGS, a produção

primária mundial de magnésio e suas reservas conhecidas saltaram de 878 mil toneladas para

907 mil toneladas de 2014 para 2015, enquanto o preço por tonelada caiu de cerca de US$ 3000

24

em 2010 para cerca de US$ 2500 em 2014. Nesse mesmo período, o consumo de magnésio nos

EUA saltou de 57 mil para 80 mil toneladas. Em 2015, a contribuição brasileira representou

pouco mais de 1,5% da produção e reservas mundiais, enquanto a China respondeu por quase

90% do total.

Aquele relatório também afirma que o consumo mundial deverá continuar a crescer nos

próximos anos, especialmente na produção de componentes para automóveis e para a indústria

aeronáutica. Para exemplificar esse crescimento, são citados novos sítios de extração e

processamento de minas de dolomita na China, uma nova planta para produção de peças

fundidas para automóveis no México e outra nova planta na Noruega para produção de

magnésio a partir de minas de olivina. Também são citados novos projetos de pesquisa nos

EUA para reduzir o consumo de energia e os custos da produção de magnésio.

A produção de peças fundidas ainda representa o maior consumo de ligas de magnésio,

porém, mais recentemente, diversos novos processos têm sido empregados para utilizar essas

ligas na produção de componentes por laminação, extrusão, forjamento e estampagem.

Mesmo não sendo o maior produtor mundial, as jazidas de magnésio encontradas no

Brasil são consideradas como uma das melhores do mundo em termos de qualidade. A

localização dessas jazidas está concentrada no Nordeste do país, especificamente nos estados

da Bahia e Ceará (DA MATTA COSTA, 2008).

Levando-se em consideração os produtores de magnésio, a produção mundial de

magnésio está distribuída conforme apresentado na Figura 2 (U.S.Geological Survey, 2015).

Figura 2 - Perfil da produção mundial de magnésio (U.S.Geological Survey, 2015)

25

2.4 FABRICAÇÃO E PROCESSAMENTO DO MAGNÉSIO NA

INDUSTRIA AUTOMOBILISTICA

A maioria dos componentes de Mg são feitos por fundição, o que proporciona uma grande

flexibilidade de projeto e integração de componentes e, consequentemente, diminui os preços

de fabricação (JOOST et al., 2016). O processo de fundição de magnésio é bem desenvolvido

e empregado na fabricação de componentes veiculares, dentre outros (LUO et al., 2013).

Os processos de fabricação existentes são capazes de produzir diversos componentes

automotivos, ou componentes para outras aplicações que não automotivas. No entanto, estes

processos necessitam de elevadas temperaturas de conformação, fator que aumenta os custos

de produção e reduz a produção, especialmente se comparado com processos de estampagem

convencional. Dessa forma, há uma demanda urgente de desenvolvimento de processos

primários de conformação, como estampagem, por exemplo, bem como processos secundários

que são usados na montagem de subsistemas (hemming, por exemplo) juntamente com ligas de

magnésio que sejam mais propícias a esses processos (JOOST et al., 2016).

De forma geral, o magnésio apresenta baixa estampabilidade em temperaturas baixas e

em processos de deformação tipicamente encontrados na indústria automobilística, mas que

pode ser melhorada seja pela modificação das propriedades químicas (adição de elementos de

liga) ou pelo uso de processos de fabricação de chapas que levem a alterações das propriedades

do material.

Como exemplo, a chapa de liga de magnésio ZEK100 possui um amplo limite

de estampabilidade para uma ampla faixa de estados de deformação quando comparada com a

liga de magnésio convencional AZ31B na temperatura ambiente e a temperaturas elevadas.

Isso se deve, parcialmente, à textura reduzida das ligas com adição de terras raras, como

é o caso da ZEK10. De forma similar, a adição de cálcio nas ligas de magnésio aumenta o

alongamento à tração e a estampabilidade devido à interação de maclas, da recristalização

dinâmica e do desenvolvimento de uma textura favorável.

Os efeitos vantajosos da alteração da composição química sobre a textura se somam a

outros efeitos benéficos do uso de elementos de liga, como a menor razão das tensões

decompostas de cisalhamento críticas (CRSS do inglês Critical Resolved Shear Stress) entre os

planos basais e não basais, o aumento da propensão ao deslizamento cruzado, a modificação do

comportamento de maclação, o endurecimento pelo uso de precipitados com novas

composições químicas, e a precipitação de partículas não-basais para promoverem o

endurecimento preferencialmente nos sistemas de deslizamento basais.

26

Novos processos de fabricação de chapas podem propiciar uma melhor estampabilidade,

pela redução do tamanho de grão ou pelo controle da textura. Técnicas contínuas de fundição

para produção de chapas, como twin roll casting e twin belt casting, podem propiciar alteração

microestrutural e de outras propriedades a fim de se obter uma estampabilidade melhorada

(JOOST et al., 2016).

Além da modificação dos componentes da liga e do processo de fabricação das chapas de

liga de magnésio, a implementação de novos processos de estampagem pode melhorar a

estampabilidade de formas complexas. Dentre os processos, pode-se mencionar a estampagem

a quente, bem como processos que usam taxas de deformação não convencionais e a

conformação localizada na estampagem incremental (JOOST et al., 2016).

2.5 AS LIGAS E CARACTERÍSTICAS DO MAGNÉSIO

O magnésio é um metal estrutural leve, com ponto de fusão em torno de 650 °C, com

estrutura cristalina hexagonal compacta (HC). Tais características afetam as propriedades

fundamentais de suas ligas (KLEINER et al., 2004). Algumas das propriedades do magnésio

estão mostradas na Tabela 1.

Tabela 1 - Propriedades físico-químicas e mecânicas do magnésio puro (KLEINER et al.,

2004)

Propriedade Valor

Cor

Densidade (Temperatura ambiente)

Temperatura de fusão

Estrutura cristalina

Calor de fusão

Coeficiente de expansão linear

Contração (sólido líquido)

Capacidade calorífica (20 oC)

Condutividade térmica (20 oC)

Condutividade elétrica (IACS)

Módulo de elasticidade

Limite de escoamento

Limite de resistência

Energia de defeito de empilhamento (25 ºC)

Cinza prateado

1,738 g/cm3

650 oC ± 5

oC

HC

370 ± 15 KJ/Kg

26x10-6

K-1

4,2 %

1,05 KJ.(Kg K)-1

155 W. (Km)-1

38 %

45 GPa

90-105 MPa

160-195 MPa

125 mJ/m2

27

O magnésio apresenta como principal vantagem o fato de ser leve por ter densidade

de 1,738 g/cm3, ou seja, 35% menor se comparado com o alumínio (2,73 g/cm

3) e 80% menor

se comparado com os aços (ERICKSON, 1990).

Consequentemente, a baixa densidade do magnésio e suas ligas proporciona elevada

razão entre resistência mecânica e peso, sendo o mesmo comparável com ligas de alumínio e

de titânio, e superior às dos aços inoxidáveis austeníticos de alta resistência mecânica e baixa

liga (AVEDESIAN, 1999).

De acordo com BROOKS, 1982, nas ligas de magnésio o endurecimento por solução

sólida ou por precipitação é obtido pela adição de elementos de liga, que também diminuem a

susceptibilidade à corrosão do magnésio. Além disso, elementos de liga como Al, Zn, Mn, Th,

Ce e terras raras combinados com o magnésio melhoram os valores da resistência ao

escoamento, à fluência, à fadiga, à fundibilidade e ao desgaste com relação ao magnésio puro

(CHINO et al., 2008).

Por serem mais leves, as ligas de magnésio podem substituir as ligas de alumínio na

indústria automobilística, na qual a redução de peso é de extrema importância, pois reduz o

consumo de combustíveis fósseis e proporciona um ciclo de vida em termos de CO2 equivalente,

menos impactante ao meio ambiente (THARUMARAJAH, 2007).

Apesar das vantagens citadas, as ligas de magnésio possuem algumas limitações

(HONEYCOMBE, 1984):

Baixo grau de conformação a frio que permite alongamentos máximos da

ordem de 10%.

Alta tendência à corrosão

Baixa resistência à fluência em altas temperaturas

Elevada reatividade química

Baixo módulo de elasticidade

Com relação à resistência à corrosão, a adição de elementos como cobalto, cobre, ferro,

e níquel faz com que as ligas de magnésio apresentem maior tendência a ocorrência do

fenômeno de corrosão devida à formação de fases intermetálicas de baixa solubilidade e altos

potenciais de oxidação. No outro extremo, a adição de zircônio, manganês, ou ambos

conjuntamente, neutraliza o efeito do cobalto, cobre, ferro, níquel e proporciona uma melhor

resistência à corrosão. Recobrimentos aplicados na superfície das ligas também melhoram a

resistência a corrosão das ligas de magnésio (JIANG et. al.,2008).

28

A alta inflamabilidade é outra característica peculiar e de destaque nas ligas de magnésio.

Fontes de ignição dão origem a chamas de cor branca de difícil extinção, devido ao magnésio

reagir com o nitrogênio do ar, formando nitreto de magnésio (Mg3N2) de elevada reatividade e

facilidade de combustão (HOUSH E MIKUCKI, 1990).

2.6 CLASSIFICAÇÃO DAS LIGAS DE MAGNÉSIO

A ASTM estabelece, de acordo com a composição química e tratamentos termomecânicos

das ligas de magnésio, um grupo de letras e números para classificação das mesmas (Tabela 2).

As duas primeiras letras se referem aos elementos de liga principais, e os números referem-se

aos teores nominais de cada um dos elementos de liga. A letra seguinte distingue a posição do

registro das ligas com igual composição na norma ASTM (A significa: primeira liga registrada,

B: segunda liga registrada; C: terceira liga registrada; D: liga de alta pureza; E: liga de alta

resistência à corrosão; X1: liga não registrada). Os possíveis tratamentos térmicos ou

termomecânicos realizados na liga são definidos pelas letras e números que aparecem após o

hífen.

Tabela 2 - Classificação das ligas de magnésio de acordo com composição química e

tratamento termomecânico

Símbolos dos elementos Símbolos dos tratamentos térmicos e termomecânicos

A=alumínio E=terras raras H=tório K=zircônio M=manganês O=prata S=silício T=estanho Z=zinco

F = como fabricado O = recozido H10 a H11 = levemente encruado H23, H24, H26 = encruado e parcialmente recozido T4 = solubilizado T5 = envelhecido artificialmente T6 = solubilizada e envelhecida artificialmente T8 = solubilizada, trabalhada a frio (encruada) e envelhecida artificialmente.

No caso da liga AZ31B, tem-se a composição com 3% de alumínio, 1% de zinco,

normalmente fornecida na forma de chapas ou placas laminadas (AVEDESIAN, 1999). A letra

B indica que esta liga foi a segunda registrada na ASTM com essa composição.

29

2.7 APLICAÇÃO DAS LIGAS DE MAGNÉSIO

A adição de elementos como alumínio e zinco ao magnésio no denominado sistema Mg-

Al-Zn é utilizada para produzir ligas como as AZ31, AZ92 e AZ61 utilizadas em veículos de

transporte terrestre e aéreo, para produção de componentes empregados no interior de

automóveis (portas, por exemplo), gabinetes de computador, câmeras fotográficas e em

estruturas de aeronaves (LETZIG et al., 2008).

As ligas de magnésio apresentam, de forma geral,

Alta resistência

Baixa ductilidade

Baixo ponto de fusão

Boa soldabilidade

Boa resistência à fadiga

Alta resistência ao impacto

Baixo módulo de Young (45 x 10^3 MPa).

As ligas de magnésio podem alcançar desempenhos mecânicos similares às ligas de

alumínio com tratamentos termomecânicos apropriados. Ainda assim, mesmo com o uso desses

tratamentos, características como baixos limites de escoamento, de deformação e resistência à

fratura podem permanecer, pois, estão diretamente relacionados com a composição química e

o histórico de produção da liga (HOUSH E MIKUCKI, 1990).

As propriedades de limite escoamento e alongamento até a fratura para diferentes ligas

de magnésio que passaram por diferentes tratamentos termomecânicos estão mostradas na

Tabela 3.

Tabela 3 - Propriedades de diferentes ligas de magnésio e tratamentos termomecânicos

Ligas de magnésio

Série Densidade

Kg/m3

Limite de escoamento por compressão (MPa)

Alongamento máximo (%)

WE43-T6

EZ33-T5

MSR-T6

AZ81-T4

AZ91E-T4

AZ91E-T6

AZ31B-O

WE54-T6

Mg-Zn-RE Mg-RE-Zn

Mg-RE-Zn

Mg-Al-Zn

Mg-Al-Zn

Mg-Al-Zn

Mg-Al-Zn

Mg-Zn-RE

1,84

1,80

1,82

1,81

1,81

1,81

1,78

1,85

180

110

205

105

125

170

140

205

7,0

3,0

4,0

10,0

9,0

4,5

10,0

4,0

30

Analisando-se a Tabela 3 - Propriedades de diferentes ligas de magnésio e tratamentos

termomecânicos, tem-se que o limite de escoamento é influenciado consideravelmente pelo teor

de alumínio na liga. Para teores de alumínio inferiores à 5,8%, o uso de tratamentos

termomecânicos aumenta o limite de escoamento, com diminuição de ductilidade. Já para

concentrações maiores que 5,8%, o limite de escoamento é significativamente reduzido

(KAINER et al., 2003). No entanto, esse comportamento é dependente do tipo de tratamento

usado em cada, e a tabela acima não apresenta essa tendência explicitamente, já que s ligas

citadas possuem tratamentos diferenciados, como ocorre no caso das ligas AZ91E-T6 e AZ91E-

T6. Apesar do mesmo teor de alumínio encontrado em ambas as ligas o limite de escoamento é

distinto, já que um passa por um tempera T4, onde a liga é solubilizada e envelhecida

naturalmente até uma condição substancialmente estável. Aplica-se a produtos que não são

trabalhados mecanicamente após solubilização, ou nos quais o efeito do trabalho a frio no

endireitamento ou a planificação pode não ser reconhecido nos limites de propriedades

mecânicas, e a outra T6, onde a liga é solubilizada e envelhecida artificialmente. Aplica-se a

produtos que não são trabalhados a frio após solubilização, ou nos quais o efeito do trabalho a

frio no endireitamento ou a planificação pode não ser reconhecido nos limites de propriedades

mecânicas.

Nesta pesquisa será usada uma chapa espessa de 3mm da liga AZ31B, considerada como

de resistência mecânica média e que é usada nas indústrias automotiva e eletrônica, e em

matrizes de injeção (HOUSH E MIKUCKI, 1990).

2.8 O COMPORTAMENTO DA LIGA AZ31B COM RELAÇÃO À

DEFORMAÇÃO E ANISOTROPIA

De acordo com PADILHA (2005), os deslizamentos causados por forças cisalhantes de

planos cristalinos e formação de maclas na estrutura dão origem à deformação plástica das ligas

de magnésio e dependem de variáveis como temperatura, taxa de deformação, propriedades do

material a ser deformado, tais como microestrutura, tamanho de grão, concentração das

impurezas e textura.

Conforme se aumenta a temperatura, não há a ocorrência dos deslocamentos dos planos

basais, e, consequentemente, a tensão de escoamento e a anisotropia plástica diminuem,

favorecendo o aumento da ductilidade da liga.

31

Quando se analisa as curvas de tensão-deformação efetuados com a liga AZ31B a partir

de ensaios de tração, com variação de temperatura para cada curva, é possível perceber uma

diminuição da tensão de escoamento, conforme se aumenta a temperatura. Além disso, o

aumento de ductilidade é diretamente proporcional ao aumento de temperatura, Figura 3. (YI

et.al., 2006).

Um ponto a ser comentado é que a resistência ao escoamento da liga AZ31B

diminui com a diminuição da taxa de deformação em processos de deformação a quente, já

que em taxas mais baixas há tempo para que a recristalização dinâmica tenha efeito, bem

como o ativamento de planos não basais. Como exemplo, em condições de temperatura

ambiente, as ligas AZ31B possuem alongamentos entre 10% e 15%, sob moderadas taxas de

deformação. Por outro lado, quando em temperaturas acima de 200ºC, os valores de

alongamento podem superar os 70%. No entanto, há um limite para o aumento de

temperatura, pois o aquecimento acima de 400ºC causa uma acentuada oxidação do material,

tornando seu uso impróprio para aplicações mecânicas (YI et.al., 2006).

As ligas de magnésio, dentre elas a liga AZ31B, possuem baixa ductilidade em

temperatura ambiente devido à sua estrutura hexagonal compacta (HC). Esta propriedade

mecânica pode ser melhorada com a elevação da temperatura (Fuh-Kuo Chen, 2003). Essa

dependência da deformação com a temperatura mostra que há transições de diferentes

mecanismos para o aumento da mobilidade das discordâncias e outros sistemas de

deslizamento, além daqueles que envolvem o deslizamento de planos basais (0001), como o

Figura 3 - Tensão x alongamento para a liga AZ31B em função da temperatura (YI et al., 2006).

32

deslizamento de contorno de grãos (grain boundary sliding - GBS) e a recristalização

dinâmica (YI et al., 2006), como observa-se na Figura 4.

Figura 4 - Tensão x deformação para diferentes temperaturas (Fuh-Kuo Chen, 2003)

Cada uma das curvas apresenta um decréscimo do coeficiente angular com o aumento

da deformação, comportamento típico de materiais nos quais a deformação ocorre

principalmente por deslizamento (GUODONG et al., 2016).

Com relação à anisotropia, com o aumento da temperatura, as ligas de magnésio

apresentam uma queda dessa característica, conforme apresentado na Figura 5. Essa diminuição

pode ser explicada como resultado da ativação dos deslizamentos de planos não basais ou

deslizamento dos contornos dos grãos (Grain boundary sliding - GBS). Em ambos os

mecanismos, os deslizamentos são ativados com o aumento da temperatura (KOIKE et al.,

2003).

Figura 5 - Anisotropia em função da temperatura - KOIKE et al., 2003

Temperatura [°C]

An

isotr

op

ia n

orm

al

R)

Deformação verdadeira

Ten

são v

erd

ad

eira

(M

Pa)

33

AGNEW et al., 2005, apresentam a mesma conclusão acima, ou seja, com o

aumento da temperatura há uma diminuição da anisotropia como pode ser visto na Figura 6, e

afirmam que a estrutura HC, por possuírem baixa assimetria e alta anisotropia plástica, causam

uma alteração rápida da textura se comparada com as estruturas CFC e CCC. Dessa forma,

especula-se que a recristalização dinâmica seja a responsável pela modificação da textura.

Figura 6 - Anisotropia em função da Temperatura (AGNEW et al., 2005)

Em altas temperaturas, acima de 225°C, o deslizamento prismático se torna extenso,

e ao combinar-se com o deslizamento basal, melhora a ductilidade do magnésio. Acima de

350°C, os deslizamentos de sistemas piramidais tornam-se dominantes, resultando em um

alto escoamento plástico (RAO et al., 2012).

ZHANG et al., 2006, em seu trabalho sobre estampabilidade da liga de magnésio

AZ31B, também notaram que o valor médio de anisotropia, �̅� , decresce progressivamente

com o aumento da temperatura devido à diminuição da densidade de defeitos cristalinos

causada pela ativação térmica. Além disso, conforme se aumenta a temperatura de trabalho,

nota-se um amaciamento e aumento da ductilidade da liga, e um consequente aumento de

alongamento e, quanto maior a taxa de deformação, menor o valor de R (Figura 7).

Anis

otr

opia

R

Temperatura [°C]

Direção Transversal Média

45°

Dir. de Laminação

34

Figura 7 - Alongamento em função da temperatura (ZHANG et al., 2006)

2.9 O EFEITO DAS MACLAS ACIMA DE 200°C

A macla é um defeito cristalino que pode ocorrer durante a solidificação, na deformação

plástica, na recristalização ou no crescimento de grão. Assim, as maclas podem ser de

recozimento ou de deformação, sendo essas últimas de particular interesse no estudo da

estampagem de ligas de magnésio.

Para temperaturas superiores a 200°C, durante as operações de deformação das ligas

de magnésio, há o aparecimento de mecanismos de deslizamento e maclação, que competem

entre si se altas taxas de deformação e tensões de cisalhamento forem aplicadas na

deformação (CHIN, 1970).

Por outro lado, ao se combinarem elevadas tensões de cisalhamento e elevadas taxas

de deformação nas operações de deformação a frio, há a tendência primária de formação de

maclas devido às restrições de deslizamento de planos e devido principalmente, às menores

tensões de cisalhamento (10 a 35 MPa) que as maclas precisam para sua formação se

comparadas com as tensões necessárias para o deslizamento de planos basais (15 a 45 MPa)

(LOU, 2007).

Alo

ngam

ento

[%

]

Temperatura [°C]

35

Sabe-se que o aumento da temperatura de deformação ativa o deslizamento dos planos

não basais, não obstante, se o plano estiver orientado desfavoravelmente em relação à direção

de solicitação, a formação de maclas ainda pode prevalecer mais que o deslizamento de

planos não basais. Contudo, em temperaturas acima de 190 ºC (temperatura homóloga), a

maclação pode ainda desempenhar um papel importante em conjunto com o deslizamento de

planos e a recristalização (PADILHA et al., 2005).

Além disso, há a tese de que na formação de maclas durante a deformação a quente, as

tensões de cisalhamento para formação de maclas e para o deslizamento dos planos basais não

variam com a temperatura, enquanto as tensões de cisalhamento para deslizamento dos planos

prismáticos e piramidais diminuem substancialmente com o aumento da temperatura, em

especial em temperaturas acima de 200 ºC, Figura 8, (BARNETT, 2009).

Assim, é possível que ocorra uma intensa formação de maclas na deformação a quente,

na medida em que suas tensões de cisalhamento sejam inferiores às tensões para deslizamento

de planos (CHAMOS, et al.,2008)

Figura 8 – Comparação das tensões de cisalhamento de planos basais, piramidais, prismáticos

e para a formação de maclas (BARNETT, 2003).

Como também citado por HUA ZHANG et al, 2014, as ligas de magnésio, por possuírem

estrutura cristalina hexagonal compacta, apresentam baixa conformabilidade à temperatura

ambiente, pois o cisalhamento no plano basal acontece em tensões mais baixas que o

cisalhamento nos planos não basais.

Ten

são c

ríti

ca d

e ci

salh

amen

to [

Mp

a]

Temperatura [⁰ C]

36

Conforme se aumenta a temperatura de trabalho, há uma forte alteração da estrutura

basal (0001) (HUA ZHANG et al., 2014). Assim, o aumento de temperatura ativa o

deslizamento de planos não basais e caso os planos basais estejam desfavoravelmente

orientados em relação à força de solicitação, o deslizamento de planos não basais será

favorecido em relação à formação de maclas.

O efeito das maclas na microestrutura pode ser avaliado pela análise da microestrutura

inicial, antes da deformação a quente, (PARK et al., 2013). As maclas podem ser fontes de

obstáculos para o deslizamento de discordâncias, e induzir a formação de grãos

recristalizados dinamicamente, de modo que o aumento de grãos formados por recristalização

dinânica em termos volumétricos levará a um enfraquecimento da textura. Todavia, os efeitos

de maclação na nucleação e crecimento de grãos DRX durante e após deformação a quente

ainda não são bem conhecidos (YUANLI et al., 2016).

A maclação em ligas de magnésio depende da orientação, ou seja, a macla de extensão

(ET) {1012} é ativada quando o eixo c está sob tração e a macla de contração (CT) {1011}

ou a macla dupla {1011}-{1012} são ativadas quando o eixo c está sob compressão. Dessa

forma, maclas de contração e extensão podem ser geradas pela aplicação de carga em uma

dada direção. A Figura 9 ilustra como são aplicadas as forças de tração e compressão.

Figura 9 - Direções de extração dos corpos-de-prova nas direções de laminação, normal e

transversal (RD, ND e TD) (YUANLI et al., 2016).

Em seu trabalho, YUANLI et al., 2016, avaliaram os efeitos e mecanismos da

maclação na recristalização dinâmica, analisando a evolução da microestrutura e da textura

de amostras de maclas de tração (ET) e compressão (CT) pré-comprimidas, que sofreram

compressão uniaxial à 250°C com uma taxa de deformação de 0,001/s.

DL

DT DN

Eixo de compressão

37

Eles concluíram que após a aplicação de forças de compressão, observou-se um

grande número de maclas de tração nas amostras de ET ilustradas na Figura 9.

O volume de maclas duplas ou de contração nas amostras de CT foi menor do que o

volume de maclas de tração nas amostras de ET. Também concluíram que o aumento da

deformação ativa as maclas duplas e de tração de forma a reduzir a tensão concentrada.

Embora a menor quantidade de maclas na amostra CT cause a diminuição da

recristalização dinâmica e texturização após deformação a quente, a observação de nucleação

e de crescimento de grãos por recristalização dinâmica próximos aos contornos das maclas

duplas ou de contração são indicadores dos efeitos da recristalização ativado por maclação.

Assim, concluíram que contornos de grãos normais, de maclas de contração, tração e

secundárias são regiões de possíveis nucleação de grãos por recristalização dinâmica . Mas,

os resultados que obtiveram indicam que contornos de maclas de contração e duplas são as

regiões mais prováveis para o aparecimento de novos grãos obtidos por recristalização

dinâmica .

2.10 CRISTALOGRAFIA DAS LIGAS DE MAGNÉSIO

A relação dos parâmetros de rede (c/a) do magnésio, cuja estrutura é hexagonal

compacta (HC) é igual à 1,623. Comparando-se esse valor com os modelos de esferas rígidas,

cujo valor de c/a é igual à 1,633, observa-se que o valor do parâmetro de rede tanto do

magnésio como do modelo de esferas rígidas são bem próximos.

Nas ligas de magnésio há uma pequena tendência à compressão dos planos

perpendiculares ao eixo c do retículo cristalino (AVEDESIAN, 1999), de modo que é possível

prever qual deslizamento de planos será preferencialmente ativado na deformação plástica de

metais com estrutura HC.

O deslizamento dos planos basais é ativado para valores de c/a próximos ou inferiores

ao modelo de esferas rígidas (c/a=1,633). Para valores superiores a 1,633, os planos

prismáticos deslizam preferencialmente. Assim, pode-se concluir que o deslizamento dos

planos basais será predominante nas ligas de magnésio submetidas à deformação plástica,

(KAINER, 2003).

Os índices de Miller, Figura 10, representados por (hlk), ou os índices de Miller-

Bravais, cuja representação se dá por (hkil), podem ser usados para representar os planos e

direções da estrutura hexagonal compacta (HC) típica das ligas de magnésio. Com relação

38

aos eixos (a1, a2, a3 e c), os três primeiros representam o plano basal e estão dispostos em

um ângulo de 120° entre si. O quarto eixo (c) está disposto perpendicularmente ao plano basal

(PADILHA,2005),

Na estrutura hexagonal há quatro sistemas independentes de deslizamento

constituídos pelos planos basais e prismáticos, apresentados na Tabela 4 (ZARANDI, et al.,

2007).

Tabela 4 - Características cristalográficas dos sistemas de deslizamento em metais com

estrutura HC (ZARANDI, 2007).

Plano de deslizamento Vetor de Burgers

Descrição cristalográfica

Número de planos

independentes

Basal Prismático

Piramidal (tipo I)

Piramidal (tipo II)

<a>

<a>

<a>

<c+a>

{0001}<11 2 0>

{1 1 00}<11 2 0>

{1 1 01}<11 2 0>

{11 2 2}<11 2 3>

2 2

4

5

Embora a tensão de cisalhamento necessária para o deslizamento basal seja 1/100 da

mesma tensão para deslizamentos não basais nos planos prismático e piramidal, o magnésio

possui somente dois sistemas basais de deslizamento, valor muito menor que os cinco

sistemas independentes necessários para uma deformação homogênea, de acordo com o

critério de von Mises. Dessa forma, para obedecer a esse critério, torna-se necessária a

ativação de deslizamentos não basais e de maclas de origem mecânica. Dessa forma, a

Figura 10 - Representação dos planos de deslizamentos da estrutura HC (HOUSH et al., 1990)

39

deformação do magnésio depende de fatores como a orientação dos grãos, a temperatura de

deformação e a taxa de deformação, entre outros fatores. (CHANGJIAN et al., 2014).

Como já mencionado, as deformações plásticas em estruturas hexagonais compactas

são limitadas devido ao baixo número de sistemas independentes de deslizamento. No

entanto, a ativação de deslizamento de planos pode se dar por outros fatores listados a seguir,

que podem melhorar o comportamento de ligas de magnésio em condições de deformação

plástica.

Temperatura

Componentes intergranulares

Defeitos cristalinos

Formação de maclas

2.11 EFEITOS DE TERRAS RARAS NA TEXTURA

A baixa ductilidade das ligas tradicionais de magnésio à temperatura ambiente tem

restringido a aplicação dessas ligas devido aos altos custos do processo devidos às altas

temperaturas, entre 300°C e 450°C, necessárias para elevar a conformabilidade

(IMANDOUST, et al., 2016).

As respostas mecânicas desfavoráveis encontradas na maioria das ligas convencionais

de magnésio têm sido atribuídas a sua tendência em desenvolver texturas muito definidas,

com resposta às cargas mecânicas similar às dos cristais, com anisotropia e assimetria muito

altas.

Tal assimetria está relacionada com a estrutura hexagonal compacta (HC) do

magnésio, que não permite que o deslizamento aconteça ao longo de direções piramidais

geometricamente versáteis. Ao invés disso, o deslizamento ocorre em direções onde há a

presença do plano basal, o que não permite o deslizamento ao longo do eixo <c>.

A ativação do deslizamento piramidal é tão difícil que a maclação de origem mecânica

ocorre de forma muito mais fácil nos planos piramidais e outras direções em situações de

temperaturas médias e baixa taxa de deformação.

As maclas têm sido descritas como o mecanismo primário responsável pelo

comportamento anisotrópico observado nas ligas de magnésio.

40

A fim de contornar essas limitações, inúmeras pesquisas têm sido realizadas baseadas

na hipótese de que a alteração da deformação predominante e a presença de mecanismos de

recristalização dinâmica levariam à obtenção de ligas de magnésio com texturas mais fracas,

e portanto, com menos anisotropia e assimetria.

Assim, pequenas adições de elementos de terras raras têm se mostrado benéficos em

sustentar esta hipótese devido ao fato de que texturas mais fracas se desenvolvem com a

adição desses elementos e estão relacionadas com a mitigação do comportamento

anisotrópico e assimétrico, facilitar a deformação por deslizamento basal em condições de

flexão e, assim, contribuir para a melhora da conformabilidade à temperatura ambiente e para

a redução da anisotropia mecânica (DUYGULU O, 2005).

Nos estudos realizados por IMANDOUST, et al., 2016, alguns elementos de terras

raras são sugeridos para melhoria das ligas de magnésio. As ligas de magnésio contendo Ítrio,

com um limite de solubilidade de 24% em peso, são conhecidas por reduzir a textura de

deformação do magnésio e de suas ligas, alterando a atividade relativa dos mecanismos de

deformação (deslizamento e maclação) e a interferência entre os mecanismos de

recristalização. Em comparação com outros elementos de terras raras, o Ítrio tem a menor

influência na textura.

O elemento Cério (Ce) tem o menor índice de solubilidade no magnésio (0.5% em

peso) dentre todos os elementos de terras raras conhecidos. No entanto, esse elemento

apresenta um dos maiores potenciais para modificação da textura, pois enfraquece as texturas

de deformação e de recozimento mesmo em concentrações baixas próximas de 0,01%.

Ligas de magnésio com a presença de Cério desenvolvem uma textura mais macia,

sendo que eficácia do Cério está relacionada com seu baixo limite de solubilidade se

comparado com outros elementos de terras raras. Além disso, a adição de Cério contribui

para o deslizamento de planos não basais.

Outro elemento classificado como terra rara, o Gadolínio (Gd) é conhecido por sua

eficiência como refinador de grãos e atua de forma a modificar a textura do Magnésio. No

entanto, seu custo é proibitivo. A adição de Gadolínio aumenta a resistência mecânica à

temperatura ambiente, causando uma perda de ductilidade. Além disso, sua presença aumenta

as forças de conformação e diminui o tamanho do grão em até 75%. No entanto, a adição de

Ítrio no sistema Mg-Gd causa o aumento da ductilidade.

Concluindo, apesar dos inúmeros estudos efetuados com o objetivo de entender os

efeitos de terras raras na recristalização dinâmica e nos mecanismos de alteração de textura,

conclusões concretas estão longe de serem determinadas. Apesar disso, há o consenso de que

41

os efeitos dos elementos de terras raras em promover os deslizamentos prismáticos <c+a>

são significativos. Com relação aos efeitos macroscópicos, a adição de elementos de terras

raras promove o aumento da ductilidade, a redução da anisotropia e, como consequência, a

elevação da estampabilidade (IMANDOUST, et al., 2016).

2.12 RECRISTALIZAÇÃO DINÂMICA

Devido à baixa estampabilidade do magnésio à temperatura ambiente, processos

convencionais como estampagem, forjamento, extrusão e deformação plástica severa devem

ser realizados em temperaturas elevadas em que a recristalização dinâmica é dominante na

evolução microestrutural (CHANGIZIAN et al., 2012). As propriedades mecânicas das ligas

de magnésio são fortemente dependentes da microestrutura, especialmente da textura

produzida por recristalização dinâmica.

Durante a recristalização dinâmica, dois mecanismos foram propostos por

pesquisadores para a DRX descontínua e contínua. Na DRX descontínua, há a nucleação de

novos grãos nos contornos de grãos originais e a redução de densidade de discordâncias

proporciona a força para sustentar o crescimento de grão por DRX. Com o aumento da

deformação, há um aumento da densidade de discordâncias dos grãos formados pela DRX,

reduzindo a força que sustenta tal mecanismo e, eventualmente, cessa o crescimento de grão

via recristalização dinâmica.

Já na DRX contínua, a acumulação de uma alta densidade de discordâncias propicia

a criação de contornos de grãos de baixo ângulo pelo rearranjo dos grãos originais. Conforme

se aumenta a deformação, os efeitos relacionados à densidade de discordâncias levam à

formação de grãos oriundos da recristalização dinâmica que dependem do modo de

deformação e de como as discordâncias se distribuem no plano basal (a) ou no piramidal

(c+a) (MA et al., 2014).

2.13 RAZÃO LIMITE DE EMBUTIMENTO

A razão limite de embutimento (LDR - limiting drawing ratio) é definida como o

máximo diâmetro de disco que pode ser embutido sem que haja o aparecimento de trincas ou

defeitos em operações de estampagem profunda.

42

No trabalho de HUA et al., 2014, foram realizados ensaios de estampagem a quente nos quais

a temperatura de trabalho foi fixada em 200°C. Nesse estudo foram usadas chapas de 0,6mm

de espessura da liga de magnésio AZ31, com a microestrutura de partida, mostrada Figura 11.

Os ensaios foram realizados com uma velocidade de estampagem de 3mm/min. A força de

sujeição foi variada de 0,5 até 3,5kN, em função do diâmetro dos discos a serem estampados.

Figura 11 - Microestrutura da chapa de magnésio AZ31 como recebida (HUA et al., 2014)

No primeiro caso, foram feitas estampagens partindo de um diâmetro de disco de 100

mm, com sucessivos aumentos de 5mm e ajustando-se as forças de sujeição aplicadas durante

o processo, até atingir-se o diâmetro de 115mm sem que nenhum defeito fosse encontrado,

conforme mostrado na Figura 12.


ajuste de força (HUA et al., 2014)

DL

DN

43

Já nos ensaios com a força de sujeição constante e baixa, com a temperatura de

trabalho fixada em 200°C, houve o aparecimento de enrugamento, causando o aumento de

força de atrito e a ocorrência da fratura (Figura 13).


força constante e baixa (HUA et al., 2014)

A terceira condição de ensaio foi com temperatura de trabalho fixada em 200°C e uma

alta força de sujeição, resultando em fratura no fundo do copo (Figura 14).


força de sujeição constante e alta (HUAet al., 2014)

De acordo com os ensaios feitos, a força de sujeição é um parâmetro importante nas

condições de estampagem profunda, já que os resultados obtidos variando o diâmetro do

disco inicial e ajustando-se as forças, permitiu a obtenção de um LDR de 2,3 com a

profundidade máxima de embutimento igual a 54mm, o que permitiu concluir que o controle

da força de sujeição para um diâmetro especifico de estampagem elimina o enrugamento e a

fratura.

44

Usando um microscópio metalográfico, esses autores analisaram as microestruturas e

a variação da deformação da espessura na região inferior (fundo), na transição fundo/parede

(curvatura inferior) e na parede, nas direções com ângulos de 0° (RD), 45° e 90° (TD) em

relação à direção de laminação (Figura 15) e obtiveram os resultados mostrados na Figura 16.

Figura 15 – Regiões da peça obtida por estampagem (HUA et al., 2014)

Figura 16 - Espessura de deformação x distância do fundo à borda do copo (HUA et al., 2014)

Analisando o gráfico da Figura 16, pode-se notar que que não há diferenças relevantes

da deformação na espessura em função das direções analisadas (RD, 45° e TD), indicando

que não há anisotropia, e consequentemente, não haverá formação de orelhas.

A evolução da microestrutura para o ensaio em que a força é ajustada conforme se

altera o diâmetro do disco é mostrada na Figura 17, relativa à peça apresentada na Figura 15.

As imagens (a) e (e) se referem ao fundo da peça. As figuras (b) e (f) se referem à curvatura

Fundo

Curvatura Inferior

Parede

Limite superior (borda)

Def

orm

ação

na

espes

sura

(%

)

Distância do fundo ao limite superior (mm)

45

de transição do fundo para a parede da peça obtida. Já as posições (c) e (g) se referem à parede

e, finalizando, (d) e (h) se referem à borda da peça.

Com relação ao fundo da peça, não há alteração da microestrutura, sendo que as

imagens (a) e (f) são semelhantes à microestrutura original da chapa de magnésio recebida

Na região de curvatura, onde a deformação foi menor, há o aparecimento de alguns

pequenos grãos recristalizados entre os contornos de grãos originais. Conforme a espessura

de deformação cresce, há o aparecimento de mais grãos recristalizados dinamicamente. Na

região superior da borda a presença de grãos recristalizados se torna muito aparente, pois nas

ligas de magnésio, a recristalização dinâmica acontece facilmente durante estampagem a

quente devido a sua baixa energia de defeito de empilhamento.

Já as microestruturas nos planos RD-ND e TD-ND em diferentes regiões são muito

similares devido à uniformidade da deformação, Figura 17.

46

Figura 17 - Microestrutura das regiões da peça apresentada na Figura 15 - (a) e (e) fundo da

peça, (b) e (f) transição do fundo para a parede, (c) e (g) parede, (d) e (h) borda da peça-

(HUA et al., 2014)

DL

DN DN

DT

47

A Figura 18 apresenta a mesma análise microestrutural realizada para a peça

apresentada na Figura 14.

Figura 18 - Microestrutura das regiões da peça apresentada na Figura 14 - (b) Fundo da peça,

(c) transição do fundo para a parede superior, (d) parede, (e) transição do fundo para a parede

inferior, (f) Flange (HUA et al., 2014)

Similarmente ao caso anterior, o fundo da peça não apresentou deformação

significativa, nem alteração da microestrutura original (Figura 18 b). Com o aumento da

deformação, houve o aparecimento de alguns grãos recristalizados dinamicamente formados

na curvatura 1 (Figura 18 c), na parede (Figura 18 d) e na curvatura 2 (Figura 18 e). No

entanto, como a deformação não passou de 12%, a formação de grãos recristalizados

dinamicamente não foi tão proeminente. Na região do flange (Figura 18-f), somente poucos

grãos recristalizados aparecem, também devido à baixa deformação.

Fundo

Curvatura 1

Parede

Curvatura 2

Flange

48

Devido ao fato da peça formada sem defeitos possuir uma alteração microestrutural

mais óbvia, ela foi analisada pela técnica de EBSD (electron backscatterring diffraction).

De acordo com as microestruturas apresentadas na Figura 17, a quantidade de grãos

recristalizados dinamicamente aumenta com o aumento da deformação em diferentes regiões

do copo ou peça formada.

Em situações onde a temperatura é menor que 200°C, o deslizamento basal e a

maclação mecânica ocorrem de forma a acomodar a deformação plástica. O deslizamento do

plano basal (0001) <1120> também é importante em altas temperaturas, maiores que 200°C,

especialmente durante os primeiros estágios da deformação a quente.

Para se ter uma ideia, a tensão crítica de cisalhamento (CRSS) do deslizamento basal

em temperatura ambiente é 1/55 da tensão de cisalhamento do deslizamento não basal. Na

temperatura de 250°C, essa relação baixa para 1/12. Com relação à maclação, analisando a

orientação dos contornos de grão, os autores notaram que elas não são muitas devido ao fato

da maclação mecânica em ligas de magnésio diminuir rapidamente com o aumento da

temperatura e a diminuição da taxa de deformação.

Além do descrito anteriormente, nas ligas de magnésio a maclação é reduzida

substancialmente quando processos de deformação são feitos em temperaturas entre 200°C e

250°C, como verificado por YI et al., 2006. Além disso, observaram que no gráfico de

distribuição de contornos de grãos que uma grande fração de contornos de grãos de baixo

ângulo (LAGB) se formaram em diferentes regiões do copo, e que essa quantidade de LAGB

é diminuída pela metade na região da borda superior devido à grande quantidade de pequenos

grãos com altos ângulos (HAGB) formados nesta região. Assim, os experimentos indicam

que a recristalização dinâmica via mecanismo de rotação dinâmica pode ocorrer na

estampagem profunda.

YI et al., 2006 mencionam que o deslizamento basal causa uma distorção da rede

cristalina principalmente em torno dos planos basais da matriz de grãos. A ativação de

deslizamentos não basais é necessária para a formação de novos contornos e os deslizamentos

não basais podem promover a formação de contornos de alto ângulo. Assim, a recristalização

dinâmica observada no processo de estampagem profunda sugere que o deslizamento de

planos não basais possa ser ativado durante a estampagem.

49

2.14 DIAGRAMA DE CONFORMAÇÃO LIMITE

Devido ao fato do magnésio possuir baixa conformabilidade, a conformação de peças

complexas apresenta muitos problemas. Dessa forma, os dados sobre a conformação da liga

de magnésio AZ31, por exemplo, são de grande relevância a fim de se prever e se prevenir a

formação de defeitos e obter uma peça final de elevada qualidade (LEE et al., 2007).

As tensões de escoamento são informações necessárias e básicas para uma melhor

compreensão da conformabilidade de uma liga metálica e as relações tensão-deformação são

necessárias para se obter as curvas de limites de conformação (CLC) (do inglês FLD –

forming limit diagram).

Independentemente da forma do produto e suas variações geométricas, o estiramento

mecânico tem sido usado extensivamente para se obter curvas limites de conformação (CLC

em português ou FLD em inglês) confiáveis o bastante para planejar e executar operações de

estampagem.

Assim mapas com CLC são ferramentas críticas para o planejamento e execução de

operações de conformação seja qual for o tipo de metal usado nas chapas, o que é

particularmente especial no caso das ligas de magnésio, que vêm sendo usadas cada vez mais

em diversos setores (ALBAKRI et al., 2013).

LEE et al., 2007, ensaiaram diferentes corpos de prova em temperaturas variando

desde a temperatura ambiente até 400°C, em intervalos de 50°C a partir de 100°C. Os corpos

de prova foram feitos com chapas da liga de magnésio AZ31, com 1,5mm de espessura,

seguindo as normas da ASTM e cortados ao longo das direções a 0°, 45° e 90°em relação à

direção de laminação. Finalmente, a velocidade de estampagem adotada foi de 2,5mm/min,

correspondente a uma taxa de deformação de 0,05s-1.

50

Figura 19 - Tensão de escoamento x deformação em função da temperatura (LEE et al., 2007)

A Figura 19 apresenta a tensão de escoamento verdadeira média das três direções

ensaiadas nas diversas temperaturas empregadas nos ensaios. Nessa figura pode-se notar que

há uma significativa redução da tensão de escoamento conforme a temperatura aumenta,

sendo que na temperatura de 400°C, a tensão de escoamento apresenta uma característica

superplástica.

Nos ensaios de estampagem profunda, copos de prova quadrados foram usados de

forma a analisar a conformabilidade da liga de magnésio AZ31, com os resultados obtidos

para as temperaturas ambiente, 250°C e 400°C apresentados na Figura 20.

Figura 20 - Peças formadas nas condições de temperatura ambiente, 250°C e 400°C

(LEE et al., 2007)

Ten

são v

erd

ad

eira

(M

Pa)

Deformação Verdadeira

Temperatura (oC)

T.A.

Temperatura ambiente

Tambiente

15mm de

profundidade

250°C

15mm de

profundidade

400°C

15mm de

profundidade

51

O que pode se notar é que entre as três temperaturas usadas, 250°C apresentou os

melhores resultados. Já nos ensaios realizados à temperatura ambiente e a 400°C houve o

aparecimento de trincas.

Para a condição de temperatura ambiente, houve fratura frágil próxima à porção plana

da peça, devido a formação de estricção localizada, que ocorre quando a tensão aplicada causa

um aumento de área superficial da chapa com consequente diminuição da espessura.

No ensaio a 400°C, pode-se notar que a conformabilidade é melhor se comparada com

o ensaio à temperatura ambiente. No entanto, há o aparecimento de estricção difusa com

extensão muito maior que a espessura da chapa, além do fato de que o encruamento não

consegue compensar o enfraquecimento da chapa devido à diminuição da espessura, pois a

conformabilidade nessa temperatura é menor que a 250°C.

A peça obtida a 250°C apresentou os melhores resultados devido à recristalização

dinâmica, como mostrado na Figura 21 que apresenta a microestrutura em diferentes posições

da peça formada. Dessa forma o expoente n é maior do que em temperaturas maiores.

Figura 21 - Microestruturas em diversas regiões da peça ensaiada a 250°C (LEE et al., 2007)

Apesar do fato da CLC ser importante para qualquer processo, a obtenção de dados

que estabelecem o limite de conformação não é de fácil obtenção seja experimentalmente ou

por simulação devido aos diferentes estados de tensão possíveis. Além disso, em temperaturas

elevadas a obtenção de um limite de conformação é complicada devido ao efeito da variação

de temperatura ao longo dos ensaios. Como exemplo de resultados obtidos por simulação, a

Figura 22 apresenta diferentes curvas de limites de conformação para diferentes temperaturas.

Direção de Corte

52

Figura 22 – Diagramas de conformação limite para diferentes temperaturas de estampagem

(LEE et al., 2007)

Tambiente

250°C

400°C

Falha Limítrofe Segura Solto

Compressão


Compressão Desconhecido






Compressão


Compressão

53

Já a Figura 23 apresenta a comparação entre os resultados obtidos na simulação e os

obtidos em experimentos reais. Nessas duas figuras, os pontos em vermelho, verde e azul

representam respectivamente as regiões inseguras, com elevada probabilidade de surgimento

de defeitos, as regiões seguras e as regiões sob compressão. Também podem ser observadas

as curvas limites amarela e verde que separam respectivamente as regiões insegura e segura,

e as regiões segura e sob compressão.

Figura 23 - Comparação entre resultados de simulação e ensaios reais à temperatura ambiente

(LEE et al., 2007)

2.15 ENSAIO NAKAZIMA

Os ensaios Nakazima são comumente usados em situações nas quais se deseja

determinar as curvas CLC. A análise de estampabilidade é realizada levando em consideração

operações elementares de estampagem (PLAUT, 2003), que são divididas em três grupos:

Estampagem profunda

Deformação planar

Estiramento

Para cada um desses grupos, há ensaios específicos representados no quadro da Figura 24.


Compressão

Desconhecido

Falha

Limítrofe

Segura

Solto

Compressão

54

Figura 24 - Operações elementares de chapas (PLAUT, 2003)

Figura 25 - Ensaios de estampabilidade de chapas (PLAUT, 2003)

Esses ensaios denominados intrínsecos por reproduzir os processos reais de

estampagem fornecem resultados que são independentes da espessura e das condições

superficiais. Já no caso de ensaios simulativos, ou seja, que simulam o que ocorre nos

processos reais, os resultados obtidos são dependentes da espessura, das condições

superficiais, dos lubrificantes empregados, do tipo e da geometria do ferramental. O ensaio

Nakazima é do tipo simulativo de estiramento, como destacado no quadro da Figura 25 e

ilustrado na Figura 26.

55

Figura 26 - Ferramentas usadas no ensaio Nakazima (XAVIER, 2014)

De acordo com XAXIER, 2014, não há uma norma técnica estabelecida para esse

ensaio, sendo que as chapas usadas neste procedimento podem ser círculos ou retângulos e

quadrados e possuir dimensões de 50 x 220mm até 220 x 220mm e totalizar 10 corpos de

prova, como mostra a Figura 27 em que ensaios foram realizados com corpos de prova de

diversas larguras e comprimento fixo.

XAVIER, 2014 também define que curvas CLC são obtidas a partir das deformações

maiores e menores das elipses gravadas na superfície da chapa, medidas ao redor da região

fraturada, Figura 28.

Figura 27 - Diferentes larguras de corpos de prova usados no ensaio Nakazima

(XAVIER, 2014)

56

A curva limite obtida apresenta três regiões principais: embutimento, deformação

planar e estiramento, Figura 29.

XAVIER, 2014 também afirma que a posição da CLC é influenciada pela trajetória

de deformação, que pode ser descrita pela relação β = ε2 / ε1. A tração biaxial (estiramento)

ocorre quando β = 1. A deformação planar associa-se a ε2 = 0 ou seja, a β = 0. A estampagem

profunda refere-se a valores de β entre – 0,5 e -1. A compressão biaxial torna-se presente

quando β = -2.

Figura 28 - Curvas CLC obtidas via ensaio Nakazima (XAVIER,2014)

Figura 29 - Tipos de solicitação em função das deformações maior e menor (XAVIER,2014)

57

O estado de deformação planar corresponde ao ponto denominado CLC0 que é a raiz

da curva CLC. É a condição mais crítica para a ruptura pois a deformação menor é zero, e

pode causar grande estricção na espessura do material. As deformações planar e quase planar

são aquelas que mais comumente ocorrem na estampagem de chapas o que conduz mais

rapidamente à fratura nas peças estampadas, mesmo para pequenas deformações.

Uma das críticas citadas por XAVIER, 2014, é que os ensaios Nakaziama são

demorados para a obtenção das curvas CLC, além de necessitar de grande número de

amostras necessárias e quantidade de material usado nos ensaios.

Uma forma de diminuir a quantidade material utilizado é a diminuição dos corpos de

prova a serem usados nos ensaios Nakazima. Nos experimentos feitos por AMBROGIO, et

al., 2008, corpos de prova retangulares com dimensões variando de 12,5 x 100mm até 100 x

100mm, totalizando 8 corpos de prova. Os ensaios foram realizados com um punção de 50mm

de diâmetro. Tais ensaios foram feitos de forma a avaliar a estampabilidade da liga de

magnésio AZ31B, com temperaturas variando entre 200°C e 300°C. Nos ensaios, duas

velocidades de punção foram usadas: 0,1 e 1mm/s. Para determinar a distribuição de tensão

após os ensaios, a malha usada na superfície de cada corpo de prova foi de circunferências

com diâmetro de 3mm.

As curvas foram obtidas pela interpolação dos resultados obtidos durante os

ensaios com as temperaturas de 200, 250 e 300°C e velocidade de punção de 0,1mm/s,

conforme apresentado na Figura 30.

Figura 30 - Efeito da temperatura na CLC (v=0,1mm/s) (AMBROGIO et al., 2008)

Defo

rmação

Verd

ad

eir

a M

aio

r

Deformação Verdadeira Menor

58

Em outro artigo, CASARI et. al., 2006, estudaram o efeito de um punção com

diâmetro reduzido (50mm de diâmetro ao invés de 100mm, como normalmente é utilizado)

para obtenção da curva de conformação limite CLC usando o método Nakazima, Figura 31.

Nesse caso, o objetivo foi analisar diferentes fatores, como lubrificação, tamanho da

malha, e diâmetro do punção para avaliar seu efeito sobre os resultados dos ensaios

Nakazima.

Figura 31 - Aparato usado no ensaio Nakazima por CASARI et al., 2006.

Nos ensaios, foram usados corpos de prova de diferentes larguras, variando de 30 x

140mm a 140 x 140mm. Nesse caso, assim como nos estudos realizados por AMBROGIO, et

al., 2008, o diâmetro do punção foi de 50mm.

Os materiais usados nos ensaios foram:

Aço IF260, com 1,2mm de espessura

Aço DP500 com 0,7mm de espessura

Alumínio AA5182 com 1mm de espessura

Tais materiais são usados amplamente na indústria automotiva. Os ensaios foram feitos

com duas malhas de circunferências distintas, sendo uma com 3mm e a outra com 5mm de

diâmetro.

59

Figura 32 - CLC para o material IF260, malhas de 3 (a) e 5mm (b) (CASARI et al., 2006)

Como pode ser visto na Figura 32, as curvas limite de conformação obtidas para o

aço IF260 são afetadas pela malha usada. Quando se aumenta o diâmetro das circunferências

da malha, o diagrama é deslocado para baixo cerca de 9%.

No caso da comparação entre a curva real obtida e os resultados teóricos para a malha

de 3mm, ambos apresentam resultados com boa concordância, Figura 33.

Figura 33 - CLCs para o material IF260 com malhas de 3mm obtidas (a) nos ensaios

e (b) teórica baseada na equação de Keeler (CASARI et al., 2006)

Também houve boa concordância entre as curvas CLCs para os aços IF260 e DP500

e para a liga de alumínio AA5182, com velocidade de punção de 0,1 mm/s, os resultados

Defo

rmação

Verd

ad

eir

a M

aio

r


Defo

rmação

Verd

ad

eir

a M

aio

r


60

experimentais obtidos com os punções de 50mm e 110mm e a curva teórica, apresentados

nas Figuras 34, 35, e 36.

Figura 34 - CLCs para o aço IF260 obtidas com (a) punção de 50mm, (b) punção de 110mm e

(c) curva teórica (CASARI et al., 2006)

Figura 35 - CLCs para o aço DP500 obtidas com (a) punção de 50mm, (b) punção de 110mm

e (c) curva teórica (CASARI et al., 2006)

Defo

rmação

Verd

ad

eir

a M

aio

r


Defo

rmação

Verd

ad

eir

a M

aio

r


61

Figura 36 - CLCs para a liga AA5182 obtidas com (a) punção de 50mm, (b) punção de

110mm e (c) curva teórica (CASARI et al., 2006)

Concluindo, esses resultados mostram que o uso de um punção de 50mm possui uma boa

concordância com os resultados obtidos com ensaios feito com punção de 110mm, com malha

de 5mm. Outro ponto a ser considerado é que o uso de malhas maiores são menos precisas,

mas, ao mesmo tempo, mais conservadoras.

2.16 O EFEITO DA LUBRIFICAÇÃO EM ENSAIOS NAKAZIMA

A lubrificação possui um importante papel no levantamento de curvas CLC utilizando o

ensaio Nakazima. CASARI et al., 2006, estudaram a influência da lubrificação nos ensaios com

o aço IF260. Nesse estudo, dois diferentes lubrificantes foram testados (lubrificante comercial

Adiprene e mistura desse lubrificante com graxa) e seus respectivos coeficientes de atrito foram

medidos pelo método denominado Strip Friction Test e obtiveram os resultados mostrados na

Figura 37 para o lubrificante Adiprene com graxa.

Defo

rmação

Verd

ad

eir

a M

aio

r


62

Os autores observaram que durante os ensaios, movimentos de deslizamento reduzem a

espessura inicial entre a chapa de metal e o punção, até que a formação de uma camada estável

de lubrificante é alcançada. O coeficiente de atrito correspondente a esta condição já

estabilizada é considerada como característica do lubrificante. Duas condições distintas de

lubrificação usadas nos ensaios de estampabilidade foram comparadas com outros tipos de

lubrificantes, Tabela 5.

Tabela 5 - Coeficiente e atrito para quatro diferentes condições de lubrificação

(CASARI et al., 2006)

Condição de Lubrificação Coeficiennte de Atrito

Sem Lubrificação

Graxa

Adiprene

Adiprene +graxa

0,250 – 0,280

0,060 – 0,100

0,060 – 0,080

0,020– 0,025

Comparando-se duas condições distintas de lubrificação, Figura 38, pode-se observar que

a diminuição do coeficiente de atrito causa um deslocamento para baixo das CLCs.

Co

efi

cie

nte

de A

trit

o

Faixa de aquisição de dados

Figura 37 - Variação do coeficiente de atrito durante um ensaio Strip Friction Test com o aço

IF260 usando como lubrificante Adiprene e graxa (CASARI et al., 2006)

63

,

Figura 38 - Curvas CLCs para a chapa de aço IF260, com uma malha de 3mm, diâmetro de

punção de 50mm e lubrificação: com graxa (a) e com Adiprene e graxa (b)

(CASARI et al., 2006)

Os resultados apresentados nessa figura estão em conflito com o parágrafo 12.1.2 da

norma ASTM E2218-02, que afirma que os resultados das curvas limites de conformação são

independentes da lubrificação empregada.

No entanto, no caso apresentado, a maior eficiência da lubrificação diminuiu o valor

CLC0 de 0,41 para 0,365, o que significa um decréscimo de 12,3%.

O deslocamento da CLC pode levar a uma conclusão errônea de que a lubrificação

causa uma menor conformabilidade. No entanto, a condição ideal de atrito nulo faz com que

o valor máximo da distribuição de deformação coincida com o polo. Na presença de atrito, a

porção da amostra em contato com o punção não se deforma livremente. Assim, a

deformação máxima se move do polo em direção à região da borda de contato chapa/punção

e a deformação menor é inferior àquela obtida quando não há atrito, de forma que valores

maiores de deformação principal ocorrem.

Consequentemente, embora a deformação principal seja diminuída com menores

coeficientes de atrito, uma boa lubrificação é recomendada por gerar uma maior

uniformidade do campo de deformações que o corpo de prova é submetido.

Defo

rmação

Verd

ad

eir

a M

aio

r


64

2.17 SIMULAÇÃO NUMÉRICA DO ENSAIO NAKAZIMA

De forma a estabelecer os parâmetros de simulação, com o intuito de diminuir a

quantidade de corpos de prova, economizando tempo e material, BATALHA e BUTTON,

2016, estudaram um processo inovador baseado nos ensaios de Nakazima para avaliação do

limite de estampabilidade a quente, capaz de gerar dados de estampabilidade confiáveis para

a simulação do processo pelo método numérico baseado no método de elementos finitos.

Esses autores concluíram que parâmetros térmicos, mecânicos e microestruturais

determinantes no aparecimento de estiramento e fraturas localizadas podem ser controlados

individualmente durante os ensaios e os resultados podem fornecer dados de estampabilidade

na forma de deformações combinadas que podem causar o aparecimento de estiramento

(necking) e de fratura para uma dada temperatura e tensão de deformação média.

A distribuição da temperatura é uma informação essencial para se definir uma

microestrutura após a estampagem. Assim, os limites de estampabilidade podem ser previstos

como função da temperatura de estampagem e a espessura da chapa, e os resultados obtidos

nos ensaios são coerentes com as simulações.

Durante as simulações e ensaios, pôde-se concluir que as regiões da chapa com

temperaturas elevadas passam por processos de recristalização ou recuperação, enquanto

regiões adjacentes com baixas temperaturas passam por um endurecimento devido à

deformação, de forma que o escoamento do material se torna instável e se dá o surgimento

de estiramento.

A região da chapa em contato com a ferramenta de punção é reduzida com a

diminuição da espessura, de forma que menos calor é transferido da chapa para a ferramenta

de punção. Como consequência, há menores taxas de resfriamento e temperaturas finais

maiores. A variação da espessura próxima a fratura e o estiramento obtida durante os ensaios

está de acordo com os resultados numéricos e podem ser usados para determinar a

deformação de ruptura e a posição de instabilidade plástica.

65

2.18 ENSAIOS DE TRAÇÃO E ESTAMPABILIDADE

Os ensaios de tração a quente têm sido empregados por diversos autores para avaliar

a estampabilidade a quente de diversas ligas metálicas, entre elas as ligas de magnésio e mais

especificamente, a liga AZ31B, como no estudo apresentado por WU et al., 2011, que

analisou a influência da temperatura e taxa de deformação de ensaio, variando-as de acordo

com os valores apresentados na Tabela 6.

Tabela 6 - Parâmetros utilizados nos ensaios de tração a quente (WU et al, 2011)

Temperatura Taxa de Deformação ε

Ambiente 0,004/s 0,1/s

150°C 0,004/s 0,1/s

250°C 0,004/s 0,1/s

WU et al., 2011, avaliou a anisotropia da chapa ensaiando corpos de prova com linha

de centro a 0°, 45°, e 90° em relação à direção de direção de laminação.

Em todos os ensaios, o comportamento anisotrópico foi observado nas propriedades

mecânicas das amostras.

WU et al., 2011 concluíram que ocorreram alterações microestruturais durante os

ensaios de tração e que a temperatura e taxa de deformação tem importância fundamental na

alteração da microestrutura.

Além disso, a quantidade de grãos recristalizados dinamicamente diminuiu com o

aumento da taxa de deformação devido ao menor tempo disponível para nucleação de novos

grãos. Já o aumento da temperatura fez crescer o tamanho dos grãos recristalizados

dinamicamente com o surgimento de grãos grosseiros, pela maior facilidade de crescimento

em temperaturas maiores.

Em ensaios similares, ULACIA et al., 2011 concluíram que a tensão de escoamento

diminui com o aumento da temperatura (Figura 39 e Figura 40). Nesses ensaios, corpos de

66

prova foram ensaiados entre as temperaturas de 20°C e 250°C, com taxas de deformação

variando de 0,001/s a 1500/s, que podem ser classificadas como:

Taxa de deformação quase-estática – de 0,001/s a 0,1/s

Taxa de deformação intermediária – de 40/s a 100/s

Altas taxas de deformação – de 500/s a 1500/s

Figura 39 - Tensão verdadeira x deformação verdadeira para liga AZ31B em diferentes

temperaturas em ensaios quasi-estáticos (ULACIA et al., 2011).

Figura 40 - Tensão verdadeira x Deformação verdadeira para liga AZ31B em diferentes

temperaturas em ensaios com altas taxas de deformação (ULACIA et al., 2011).

Te

nsã

o v

erd

ad

eira

(M

Pa

)

Te

nsã

o v

erd

ad

eira

(M

Pa

)

Deformação verdadeira ()

Deformação verdadeira ()

67

Nas 39 e 40 pode-se notar que a tensão de escoamento diminui com o aumento da

temperatura. Por outro lado, em ensaios quase-estáticos, o material apresenta um

comportamento de amaciamento atribuído à recristalização dinâmica para temperaturas

acima de 150°C.

Tal comportamento não é observado em situações em que as taxas de deformação são

maiores, como pode ser observado na Figura 40. Assim, a liga de magnésio AZ31B apresenta

um comportamento de endurecimento com o aumento da taxa de deformação. Outro ponto

importante é que em altas temperaturas combinadas com altas taxa de deformação há a

formação de maclas e a recristalização dinâmica não é observada (ULACIA et al., 2011).

Esses autores também concluíram que os resultados de alongamento máximo nos

ensaios de tração sugerem que embora taxas de deformação quase-estáticas combinadas com

elevadas temperaturas possa ser uma estratégia válida para a diminuição dos esforços de

conformação e aumento de estampabilidade, tal estratégia não é válida para processos que

utilizem altas taxas de deformação.

2.19 MAPAS DE PROCESSAMENTO

Os mapas de processamento foram desenvolvidos por PRASAD et al, 2003, e

baseados no modelo de material dinâmico (DMM – dynamic material mode), como uma

ferramenta de projeto e otimização dos processos de conformação de ligas metálicas.

Os mapas de processamento descrevem a eficiência de dissipação de energia e a

instabilidade de escoamento da deformação de uma dada liga variando-se a taxa de

deformação, a temperatura e o grau de deformação sob certas condições de processamento,

como por exemplo, a microestrutura do material de partida.

O método é baseado no modelo de altas deformações plásticas contínuas e pode ser

usado para a análise do escoamento do material sob diferentes mecanismos metalúrgicos

como recristalização dinâmica, recuperação dinâmica, bandas de cisalhamento adiabático,

dentre outros.

Além disso, pode ser usado para a análise dos mecanismos de deformação dos metais

sob diferentes condições de processo de forma a se determinar regiões de escoamento

estáveis, evitar regiões de escoamento instáveis e a consequente ocorrência de trincas, e,

finalmente, otimizar os parâmetros de processos realizados a quente melhorando, assim, a

qualidade do produto final.

68

O mapa de processamento é obtido pela sobreposição do mapa de dissipação de

energia e do mapa de instabilidade obtidos para um dado metal para uma faixa de temperatura

e taxa de deformação e considerando uma deformação constante (WANG et al., 2016).

De forma a se obter um mapa de processamento, são necessários a obtenção da

eficiência de dissipação de energia e o parâmetro de instabilidade. Quando a temperatura e a

taxa de deformação são constantes, a tensão de escoamento e a taxa de deformação em um

processo de deformação plástica a quente de um metal é modelado pela seguinte equação:

𝜎 = 𝐾 ∗ 𝜀�̇� (1)

Onde:

K é a tensão de escoamento quando a taxa de deformação é igual a 1;

m é a sensibilidade da taxa de deformação, que pode ser calculada de acordo

com a seguinte equação:

𝑚 =𝜕(𝑙𝑛𝜎)

𝜕(𝑙𝑛𝜀̇)

com m entre 0 e 1, sendo m igual a 0 quando não há dissipação de energia, enquanto m igual

a 1 representa uma dissipação linear ideal. Valores de m>0 indicam que o metal é sensível à

taxa de deformação.

O mapa de eficiência de dissipação de energia representa a eficiência de dissipação

de energia por mecanismos de alteração da microestrutura. O valor de eficiência de

dissipação de energia reflete a conformabilidade de um metal durante um processo de

deformação (LI et al., 2014). O parâmetro adimensional η é normalmente usado como

representação da eficiência de dissipação de energia:

η =2𝑚

𝑚 + 1

Já valores baixos de dissipação de energia indicam que o material tem uma baixa

conformabilidade. No modelo DMM o material em um processo de deformação a quente é

considerado como um sistema dissipador de energia.

A energia dissipadora de deformação P inclui duas variáveis G e J, sendo que a

variável dissipadora G representa a energia consumida pela deformação plástica, em que

maior parte é convertida em calor e o restante é armazenado como energia associada à

formação de defeitos da rede cristalina, e a variável J representa a energia dissipada pela

69

alteração da microestrutura, incluindo fenômenos como a recuperação dinâmica, a

recristalização dinâmica e a transformação de fase. Assim, em processos de deformação

plástica dos metais, a energia dissipadora P pode ser expressa por:

𝑃𝑃𝑇,𝜀 = 𝜎𝑥𝜀 = 𝐺 + 𝐽 = ∫ 𝜎𝑑𝜀̇�̇�

0

+ ∫ 𝜀̇𝑑𝜎𝜎

0

Quando a sensibilidade à taxa de deformação é determinada, a eficiência da

dissipação energética η, que é a parcela que expressa o efeito de dissipação J pode ser

expressa como:

η =𝐽

𝐽𝑚𝑎𝑥

De acordo com princípio da irreversibilidade termodinâmica, o mapa de instabilidade

pode ser construído usando o parâmetro adimensional ξ(𝜀)̇ que varia com a temperatura e a

taxa de deformação.

Baseado no princípio de Zeigler da máxima taxa de produção de entropia, para

identificar o domínio da instabilidade do escoamento em mapas de processamento, PRASAD

propôs o seguinte critério de instabilidade (PRASAD et al., 1998):

ξ(𝜀)̇ =𝜕 ln (

𝑚𝑚 + 1)

𝜕ln𝜀̇+ 𝑚

O domínio de ξ(𝜀)̇<0 é uma indicação de instabilidade do escoamento, ou seja, um

valor negativo do parâmetro de instabilidade plástica ξ significa que há instabilidade de

escoamento metálico.

70

3 MATERIAIS E MÉTODOS

Este capítulo tem como objetivo descrever os materiais, os equipamentos e os

métodos utilizados nos ensaios de tração, ensaios de estampabilidade Nakazima, bem como

discutir o planejamento experimental empregado.

3.1 MATERIAL UTILIZADO

O presente trabalho usou como objeto de estudo a liga de magnésio AZ31B que vem

sendo usada em inúmeros projetos de pesquisa e publicações, tornando seu uso atrativo

devido à facilidade de se comparar os resultados aqui obtidos com outros trabalhos.

Para a realização dos diversos ensaios, foi adquirida uma chapa de 910mmx 650mm

com 3mm de espessura.

A composição química da chapa como fornecida, propriedades mecânicas e qualidade

em termos de tolerâncias e acabamento são apresentadas respectivamente nas Tabelas 7, 8, e

9, como informadas pelo fornecedor da matéria-prima.

Tabela 7 - Composição Química da Liga de Magnésio AZ31B - Fornecedor

Elementos Químicos

% em Peso

Alumínio - Al Zinco - Zn

Manganês - Mn Ferro - Fe

Cobre - Cu Níquel - Ni Silício - Si Cálcio - Ca

Magnésio - Mg Impurezas Simples

Impurezas Totais

2,5 – 3,5% 0,6-1,4%

0,2 – 1,0% 0,003% max 0,01% max

0,001% max 0,08% max 0,04% max

Balanço 0,05% max 0,30% max

Tabela 8 - Propriedades mecânicas da liga de magnésio AZ31B - Fornecedor

Propriedade Mecânica Valores Informados

Resistencia à Tração Tensão de Escoamento

Alongamento Dureza: Hv(0,5kg)

270MPa 180MPa

15% 75 +/- 5

71

Tabela 9 - Características superficiais e tolerâncias da chapa utilizada - Fornecedor

Acabamento e Tolerâncias Valores Informados

Polimento Tolerância na Espessura (chapas >2mm)

Planeza

malha de 800 -0,05/+0,10mm

0.8mm/m2

3.2 METODOLOGIA EXPERIMENTAL

O fluxograma da Figura 41 apresenta as atividades planejadas e desenvolvidas para atingir os

objetivos propostos neste trabalho e que serão descritas nas próximas seções.

Figura 41– Ensaios e análises realizadas no desenvolvimento deste estudo.

Analise de

composição

química inicial

Ensaio de Tração

(CDP na DL, a

45°, e 90° da DL)

Chapa Recebida

Ensaio de

Estampabilide

(Nakajima)

Tambiente A Quente A Quente

(250⁰ C)

Curva CLC Análise

Metalográfica

Mapas de

Processo

Análise de

Anisotropia

Análise de

Instabilidade

72

3.3 ANÁLISE DE COMPOSIÇÃO QUÍMICA DO MATERIAL

De acordo com o diagrama da Figura 41, a primeira análise realizada foi a verificação

da composição química do material usando um espectrômetro de absorção óptica do LNNano-

CNPEM, e teve como objetivo comparar a composição estabelecida pela norma com as

informações do fornecedor.

3.4 ENSAIOS DE TRAÇÃO

Para avaliar a anisotropia da chapa utilizada, os corpos-de-prova para os ensaios de

tração foram cortados em direções específicas em relação à direção de laminação, compondo

três grupos de amostras, Figura 42.

No primeiro grupo, o corte de amostras foi realizado no mesmo sentido da direção de

laminação do material recebido, o que significa que a direção longitudinal é a mesma que a

do material recebido e especificado como sendo a 0 º ou na DL (Direção de Laminação).

Já para o segundo grupo de amostras, os cortes foram realizados a 45º da direção de

laminação do material recebido.

Por fim, o terceiro e último grupo de amostras foi obtido a 90º em que a direção de

corte do corpo de prova ficou na direção transversal da chapa laminada, denominada DT

(Direção Transversal).

Figura 42 - Posicionamento de corte com relação à chapa de magnésio AZ31

DL

DT

45

⁰

73

Os ensaios de tração a quente foram realizados em quatro temperaturas e em três taxas

de deformação como mostrado na Tabela 10.

Tabela 10 - Parâmetros de ensaio de tração

Temperatura Taxa de Deformação

Ambiente 0,001/s - -

250°C

310°C

0,001/s

0,001/s

0,01/s

0,01/s

0,1/s

0,1/s

370°C 0,001/s 0,01/s 0,1/s

Para a taxa de deformação foram adotados valores baixos, pois representam as

condições encontradas nos processos industriais de estampagem, além do que é sabido da

literatura, que taxas intermediárias e altas de deformação afetam a recristalização dinâmica

já que há um menor intervalo de tempo para recristalização de novos grãos.

A adoção de temperaturas altas, acima de 370°, permite avaliar condições similares

aos processos de estampagem que se beneficiam das características superplásticas das ligas

de magnésio.

Já a temperatura de 250°C vem sendo usada em diversos trabalhos que foram

mencionados na revisão bibliográfica e também por AGNEW et al., 2005, além de outros

textos que não foram citados, e tem sido adotada como a temperatura ideal de trabalho a

quente das ligas de magnésio.

O ensaio do corpo de prova em temperatura ambiente usando somente a taxa de

deformação de 0,001/s é explicado pelo fato de que essa é a taxa mais baixa e suficiente para

comprovar que ensaios de tração em ligas de magnésio AZ31B em temperatura ambiente a

mesma tem baixa deformação e dutibiidade, onde apenas o plano basal é atuante.

Os corpos de prova utilizados nos ensaios, Figura 43, foram fabricados de acordo com

a norma ASTM-E21-92 (ASTM, 1998) e obtidos a partir do corte com jato d´água.

74

Figura 43 - Corpo de prova de acordo com norma ASTM E8 – dimensões em mm.

Os ensaios de tração foram realizados no Laboratório de Ensaios Mecânicos do

DEMM-FEM-UNICAMP, no equipamento MTS 810 preparado para ensaios de tração a

quente, Figura 44, sendo os corpos de prova fixados no interior do forno elétrico como

mostrado na Figura 45.

Figura 44 - Equipamento utilizado nos ensaios de tração.

75

Figura 45 - Fixação do corpo de prova no equipamento de ensaios MTS.

Esse equipamento contém uma central constituída por hardwares como sensores,

unidade de processamento e controlador lógico programável (CLP), além de softwares que

controlam o sistema, comandam a unidade de ensaio e fazem a aquisição dos dados (Figura

46).

Figura 46 - Cojunto de hardware e software para controle e aquisição de dados.

CDP posicionado

com uso de pinos

Sistema de

aquecimento

76

3.5 DETERMINAÇÃO DOS COEFICIENTES DE ANISOTROPIA

Para a determinação dos coeficientes de anisotropia em função da taxa de deformação

e da temperatura foram fabricados seis corpos de prova, com as dimensões indicadas na

Figura 43, sendo dois corpos de prova cortados na direção de laminação, dois a 45° e dois a

90° da direção de laminação para ensaios nas temperaturas e taxas apresentadas na Tabela

11.

As expressões a seguir foram usadas para cálculo do coeficiente médio de anisotropia

�̅�.

�̅� = 𝑅0°+2𝑅45°+𝑅90°

4 (1)

sendo R calculado pela expressão:

𝑅 =𝜀𝑤

𝜀𝑡 (2)

em que 𝛆𝐭 e 𝛆w são definidos por:

εt = ln(t

𝑡0) (3)

εw = ln(w

𝑤0) (4)

wo, to = largura e espessura iniciais do corpo-de-prova

w, t = largura e espessura do corpo-de-prova após certa deformação plástica

Com as expressões acima, calcula-se R para cada direção (longitudinal, transversal e

a 45°) obtendo-se os valores de R0°, R90°, e R45°. Por fim, com esses valores, calcula-se �̅�.

Já o coeficiente de anisotropia planar é calculado com a expressão:

∆𝑅 = 𝑅0°+ 𝑅90°−2𝑅45°

2 (5)

A fim de medir as deformações na largura e na espessura do corpo de prova que

seriam utilizadas para o cálculo dos coeficientes de anisotropia a deformação no

comprimento foi mantida constante e definida após a realização dos ensaios de tração

descritos na seção 3.5, quando se saberia qual seria a máxima deformação homogênea

comum a todos os ensaios de tração a quente.

77

Tabela 11 - Condições de ensaio para cálculo dos coeficientes de anisotropia

Temperatura Taxa de Deformação

250°C 0,001/s

370°C 0,001/s


Os mapas de processamento foram elaborados utilizando os resultados obtidos durante

os ensaios de tração. Ao todo foram feitos cinco mapas de processamento, um para cada

deformação verdadeira apresentada na Tabela 12.

Tabela 12 – Deformações usadas para construção dos mapas de processamento

Deformação ε

0,100

0,125

0,150

0,200

0,240

Os resultados usados para a construção dos mapas foram aqueles obtidos para os corpos

de prova a 45⁰ da direção de laminação (DL), pois esses corpos de prova apresentaram as

maiores deformações verdadeiras e as menores tensões verdadeiras durante os ensaios. As

condições de ensaio usadas para construção dos mapas estão na Tabela 13.

Tabela 13 - Condições ensaiadas e utilizadas para construção de mapas


250°C

310°C

0,001/s

0,001/s

0,01/s

0,01/s

0,1/s

0,1/s

370°C 0,001/s 0,01/s 0,1/s

78

Para exemplificar a construção de um mapa de processamento, apresenta-se a seguir os

procedimentos empregados para o mapa com deformação verdadeira 0,1.

Primeiramente, tem-se os gráficos de tensão verdadeira x deformação verdadeira para

as taxas de deformação 0,001/s, 0,01/s e 0,1/s apresentados nas Figuras 47, 48, e 49.

Figura 47 - Tensão verdadeira x deformação verdadeira

Taxa de deformação: 0,001/s



79



Com a deformação igual a 0,1 escolhida, obtêm-se desses gráficos os valores de tensão

verdadeira para essa deformação de 0,1 nas temperaturas de 250⁰ C, 310⁰ C e 370⁰ C,

obtendo-se os resultados mostrados na Tabela 14.

Tabela 14 - Tensão verdadeira para diferentes taxas de deformação e temperaturas

Taxa de

deformação

(1/s)

Tensão verdadeira

MPa (250⁰ C)

Tensão verdadeira

MPa (310⁰ C)

Tensão verdadeira

MPa (370⁰ C)

0,001 72,7 41,1 24,0

0,01 88,5 56,5 37,9

0,1 103,7 72,8 52,4

A partir desses resultados é possível elaborar gráficos Ln(Tensão verdadeira) x Ln(Taxa

de deformação) para cada uma das temperaturas ensaiadas.

Para cada curva obtida em cada uma das temperaturas é possível determinar o valor de

m, que é a derivada de cada equação das curvas de tendência, obtendo-se o gráfico apresentado

na Figura 50.

80

Figura 50 - Ln(Tensão verdadeira) x Ln(Taxa de deformação)

Com a obtenção dos valores de m para cada uma das curvas da Figura 50 é possível

obter os valores de eficiência de dissipação de energia (η):

η =2𝑚

𝑚 + 1

Com a determinação de m para as diferentes temperaturas, a região de instabilidade de

escoamento ξ(ε.) para diferentes temperaturas e taxas de deformação é obtida:

ξ(𝜀)̇ =𝜕 ln (

𝑚𝑚 + 1)

𝜕ln𝜀̇+ 𝑚

A equação acima nada mais é que a derivada das curvas de tendência obtidas para cada

uma das temperaturas de ensaios e apresentadas na Figura 51 mais a adição do valor de m.

Com os resultados obtidos a partir desses gráficos e a consequente determinação da variação

do rendimento e do coeficiente de instabilidade é possível construir o mapa de processamento

para a condição de deformação de 0,1 como será apresentado na seção de discussão dos

resultados.

1

1,5

2

2,5

3

3,5

4

4,5

5

-8 -7 -6 -5 -4 -3 -2 -1 0

Ln (

Ten

são

, M

Pa)

Ln(Taxa Deformação)

Tensão verdadeira - MPa

(250⁰C)Tensão verdadeira - MPa

(310⁰C)Tensão verdadeira - MPa

(370⁰C)Polinômio (Tensão verdadeira -

MPa (250⁰C))Polinômio (Tensão verdadeira -

MPa (310⁰C))Polinômio (Tensão verdadeira -

MPa (370⁰C))

81

Figura 51 - Ln(m/(m+1)) x Ln(Taxa de Deformação)

3.7 ANÁLISE DE MODO DE FRATURA

Para análise do modo de fratura foi utilizada a Microscopia Eletrônica de Varredura

(MEV) no microscópio do DEMM-FEM para obtenção de imagens das regiões desejadas,

próximas da fratura dos corpos de prova dos ensaios de tração, como destacado em vermelho

na Figura 52 (a), com o topo da fratura analisada apresentada na Figura 52 (b).

-4

-3,5

-3

-2,5

-2

-1,5

-1

-7 -6,5 -6 -5,5 -5 -4,5 -4 -3,5 -3 -2,5 -2

Ln (

m/(

m+

1))

Ln(Taxa Deformação)

Tensão verdadeira - MPa (250⁰C)



Polinômio (Tensão verdadeira - MPa

(250⁰C))Polinômio (Tensão verdadeira - MPa

(310⁰C))Polinômio (Tensão verdadeira - MPa

(370⁰C))

82

Figura 52 - (a) Região da Fratura (b) Região do topo da fratura analisada no MEV

3.8 ANÁLISE DA MICROESTRUTURA POR MICROSCOPIA ÓPTICA

Para analisar a microestrutura na região de fratura por microscopia óptica, houve a

preparação metalográfica de cada amostra que foi embutida a quente em resina acrílica, e

submetida a um procedimento padrão para a preparação da superfície das amostras, que

constituiu do lixamento na seguinte ordem de granulometria:

Lixa 1 - 100

Lixa 2 - 220

Lixa 3 - 320

Lixa 4 - 420

Lixa 5 – 1200

Polimento com pasta de diamante

A solução usada para realizar o ataque metalográfico era constituída de 50% em volume

de água oxigenada e 50% em volume de ácido acético.

As análises foram feitas na direção longitudinal do corpo de prova fraturado, sendo o

corpo de prova cortado na direção mostrada na Figura 53, e analisada a face obtida no corte e

preparada de acordo com o procedimento descrito anteriormente, Figura 54.

83

Figura 53 - Direção de corte para análise por microscopia óptica.

Figura 54 - Face longitudinal do corpo de prova.

3.9 ENSAIOS NAKAZIMA

Os ensaios Nakazima foram realizados com corpos de prova extraídos da chapa de

magnésio AZ31B com o eixo no plano da chapa na direção de laminação, no formato circular,

Figura 55, com diâmetro de 100mm e raio de suavização variando de 0 a 45mm para analisar

os diferentes estados de tensão e deformação apresentados na Figura 29. Com relação as

dimensões adotadas, XAXIER, 2014 diz não há uma norma técnica estabelecida para esse

ensaio. No entanto, quando mais corpos de prova com diferentes larguras melhor o ajuste da

curva de confirmação limite obtida. Nesse caso, o ideal seria o ensaio com maior corpos de

prova disponível. No entanto uma das críticas citadas por XAVIER, 2014, é que os ensaios

Nakaziama são demorados para a obtenção das curvas CLC, além de necessitar de grande

número de amostras necessárias e quantidade de material usado nos ensaios. Por isso a

adoção de apenas 5 corpos de prova.

84

Figura 55 - Corpos de prova para os ensaios Nakazima.

A escolha da temperatura de 250⁰ C para aquecimento dos corpos de prova baseou-

se nos resultados obtidos por ZHANG et al., 2006, no qual os autores concluíram que o LDR

aumenta com o aumento da temperatura, atingindo seu ponto ótimo na temperatura de

200⁰ C, Figura 56.

Figura 56 – Razão limite de embutimento x temperatura (ZHANG et al., 2006)

As estampagens foram feitas numa prensa hidráulica com capacidade de 300kN,

sendo o ferramental nela montado mostrado na Figura 57. O punção e a matriz foram

fabricados com aço AISI H12 temperado e revenido para a dureza de 52 HRC. Nas Figuras

58 e 59 são apresentados os desenhos e as dimensões das ferramentas utilizadas nos ensaios

Nakazima.

Temperatura de conformação [⁰ C]

Ra

zã

o lim

ite

de

em

butim

ento

[L

DR

]

Velocidade do punção = 30mm/min

A B C D E

85

.

Figura 57 - Ferramental usado nos ensaios Nakazima.

Figura 58 – Representação do ferramental para o ensaio Nakazima – (a) Vista m perspectiva

(b) vista detalhada.

Figura 59 - Dimensões das ferramentas usadas nos ensaios Nakazima

Devido às dificuldades encontradas em testes preliminares para a fixação do corpo de

prova e para a manutenção de sua temperatura durante os ensaios, foram realizados dois

procedimentos distintos descritos a seguir.

2

1

3

4

5

Punção

Dispositivo de

fixação

86

Procedimento de ensaio 1:

Nesse procedimento, o travamento do ferramental, apresentado na Figura 58 (b), era

feito pelo rosqueamento da peça (1) na peça (2), comprimindo o corpo de prova contra a

matriz (3).

Para realizar cada ensaio, o corpo de prova era colocado dentro de uma mufla a

400⁰ C e aquecido por cinco minutos, enquanto a matriz era aquecida até 250⁰ C por

cartuchos de resistência elétrica colocados em seu interior. Passados os cinco minutos de

aquecimento, o corpo de prova aquecido era introduzido no ferramental e posicionado sobre

a matriz. O ferramental era rosqueado para travar o corpo de prova.

Então, o punção (4) que havia sido previamente lubrificado com uma graxa de MoS2

e água era movimentado a 5mm/s para deformar o corpo de prova até ocorrer a ruptura ou

atingir-se o deslocamento máximo permitido. O corpo de prova era removido do ferramental

e resfriado até a temperatura ambiente.

Procedimento de ensaio 2:

Como no procedimento 1 observou-se que não ocorria o rompimento do corpo de

prova para a maioria dos raios adotados, pois o corpo de prova escoava para dentro da matriz

devido à baixa pressão de sujeição, optou-se por um novo método de travamento,

modificando-se a peça (1) para utilizar-se quatro porcas que eram rosqueadas em quatro

parafusos prisioneiros (5).

O corpo de prova ainda frio era introduzido no ferramental e posicionado sobre a

matriz. As porcas eram rosqueadas nos quatro parafusos do ferramental para travar o corpo

de prova. O ferramental com o corpo de prova era levado à mufla a 400⁰ C e aquecidos até

que o corpo de prova atingisse a temperatura de 250⁰ C, monitorada por um termopar tipo K

posicionado sobre o corpo de prova.

Atingida a temperatura de 250⁰ C, ferramental e corpo de prova eram posicionados

na mesa da prensa hidráulica, o punção (4) que havia sido previamente lubrificado com uma

graxa de MoS2 e água era movimentado a 5mm/s para deformar o corpo de prova até ocorrer

a ruptura ou atingir-se o deslocamento máximo permitido. O corpo de prova corpo de prova

era removido do ferramental e resfriado até a temperatura ambiente.

Com esse novo procedimento, conseguiu-se evitar o deslizamento do corpo de prova

e deformá-los até seu rompimento.

87

Antes dos corpos de prova serem estampados foi aplicado em sua superfície uma

malha composta por círculos de 2,5mm de diâmetro, de forma a se medir as deformações

maiores e menores após a estampagem a quente.

Utilizando o equipamento Tecnigrav Compact 100 apresentado na Figura 60, a

superfície do corpo de prova era lixada com lixa 400, limpa com pano e apoiada sobre a placa

com polo negativo do equipamento de gravação. Sobre o corpo de prova era colocada a matriz

de gravação com círculos de 2,5mm de diâmetro, apresentada na Figura 61.

Na

Figura 61 O líquido corrosivo vermelho era aplicado sobre a matriz pelo carimbo

ligado ao polo positivo do equipamento de gravação. Após a impressão, o corpo de prova era

limpo utilizando o líquido neutralizador azul, e secado, obtendo-se a malha apresentada na

Figura 62.

Figura 60 - Equipamento de gravação eletroquímica Tecnigrav Compact 100.

Figura 61 - Matriz de gravação com círculos de 2,5mm de diâmetro.

88

Figura 62 - Malha aplicada sobre a superfície de um corpo de prova.

Para o cálculo da curva de conformação limite CLC medem-se as dimensões dos círculos

e das elipses nos corpos de prova deformados e determinam-se as deformações convencionais

ou verdadeiras, calculadas com as seguintes expressões:

Deformação maior:

Convencional: 𝑒1 = 𝑙1−𝑙0

𝑙0 Verdadeira: 𝜀1=(1+𝑒1) (1)

Deformação menor:

Convencional: 𝑒2 = 𝑙2−𝑙0

𝑙0 Verdadeira: 𝜀2=(1+𝑒2) (2)

Com relação à determinação de curvas teóricas com base nos ensaios de tração

realizados na seção 3.4, foi usado o método proposto por Keeler e Brazier onde CLC0 é

definido por (PAUL et al., 2013):

𝐶𝐿𝐶0 = ln [1 + (13,3+14,13𝑡

100) ∗

𝑛

0,21] (1)

89

Onde a curva teórica completa pode ser calculada pela equação apreentada abaixo baseada

no critério de von Mises:

𝜀2 < 0, 𝜀1 = 𝐶𝐿𝐶0 − 𝜀2 (2)

𝜀2 = 0, 𝐶𝐿𝐶0 = ln [1 + (13,3+14,13𝑡

100) ∗

𝑛

0,21] (3)

𝜀2 > 0, 𝜀1 = (1 + 𝐶𝐿𝐶0) ∗ (1 + 𝜀2)0,5 − 1 (4)

O valor de n é obtido pela equação:

𝜎𝑒𝑞 = 𝐾 ∗ 𝜀𝑡𝑒𝑞𝑛 (5)

Tal equação deve ser aplicada para cada curva Tensão Verdadeira x Deformação

Verdadeira obtida nos ensaios de tração da seção 3.4.

90

4 APRESENTAÇÃO E DISCUSSÃO DOS RESULTADOS

4.1 ANÁLISE DE COMPOSIÇÃO QUIMICA

Os resultados da composição química da chapa de liga de magnésio AZ31 obtidos pelo

espectrômetro de absorção óptica estão apresentados na Tabela 15 que apresentam os

resultados experimentais, bem como a composição química estabelecida pela norma e a que

foi informada pelo fornecedor, observando-se as seguintes alterações:

Alumínio está acima do especificado pelo fornecedor e pelo especificado pela

norma técnica.

Ferro está acima do especificado pelo fornecedor, mas dentro dos limites

especificados pela norma.

Níquel, tal como o elemento Ferro, está acima do especificado pelo

fornecedor, mas dentro dos limites definidos pela norma.

Tabela 15 - Comparação das composições químicas da chapa AZ31B

Elementos químicos % em Peso

(Fornecedor) % em Peso (Análise)

% em Peso (Norma técnica)

Alumínio – Al Zinco - Zn

Manganês - Mn Ferro - Fe

Cobre - Cu Níquel - Ni Silício - Si Cálcio - Ca

Magnésio - Mg

2,50 – 3,50% 0,60-1,40%

0,20 – 1,00% 0,003% max 0,01% max

0,001% max 0,080% max 0,0400% max

Balanço

4,11% 1,36% 0,22%

0,004% 0,0003% 0,005% 0,030% 0,0007% Balanço

2,50 – 3,50% 0,60 – 1,40%

0,20% 0,005% 0,05% 0,005% 0,100% 0,0400% Balanço

Assim, observa-se que apenas o Alumínio excede o especificado em 0,61% tanto

comparando-se com os dados enviados pelo fornecedor quanto os dados disponibilizados na

norma técnica.

Nas ligas de magnésio o alumínio é usado para aumentar a fluidez, a resistência

mecânica e a ductilidade. Além disso, favorece o aumento do limite de escoamento e das

tensões de cisalhamento dos deslizamentos de planos.

A adição de Al e Zn em solução sólida também reduzem a influência das impurezas

de Fe e Ni, favorecendo de certa forma na resistência à corrosão.

91

No entanto, quando o teor de alumínio é maior que 5%, há uma diminuição

considerável na ductilidade. Por outro lado, teores de alumínio acima de 1,6% tornam a liga

suscetível à corrosão sob tensão devido à formação de precipitados descontínuos de

Mg17Al12, que são frequentemente acompanhados da precipitação de Mg2Si e Mn nos

contornos dos grãos (BROOKS, 1982). Dessa forma, como o material da chapa não apresenta

concentração de Alumínio acima de 5%, portanto, está dentro das especificações tanto do

fornecedor como da norma técnica.

4.2 ENSAIOS DE TRAÇÃO

Os ensaios de tração foram realizados para as condições com os corpos de prova

obtidos na direção de laminação (DL), a 45° da direção de laminação, e na direção

perpendicular a direção de laminação (DT), de acordo com as taxas de deformação indicadas

na Tabela 16

Tabela 16 – Condições de realização dos ensaios de tração



250°C

310°C

0,001/s

0,001/s

0,01/s

0,01/s

0,1/s

0,1/s

370°C 0,001/s 0,01/s 0,1/s

Nas 63 a 65 são apresentadas imagens dos corpos de prova fraturados, separados pela

taxa de deformação empregada em cada ensaio. Os corpos de prova são mostrados apenas para

comparar como cada condição de ensaio influenciou a forma de fratura, indicando se a fratura

é reta, se houve um alongamento seguido de estricção, etc.

92

�̇� = 𝟎, 𝟎𝟎𝟏/𝒔 DL 45 DT

Tambiente

250°C

310°C

370°C

Figura 63 - Corpos de prova fraturados - taxa de deformação de 0,001/s

93

�̇� = 𝟎, 𝟎𝟏/𝒔 DL 45 DT

250°C

310°C

370°C

Figura 64 - Corpos de prova fraturados - taxa de deformação igual a 0,01/s

�̇� = 𝟎, 𝟏/𝒔 DL 45 DT

250°C

310°C

370°C

Figura 65 - Corpos de prova fraturados – taxa de deformação igual a 0,1/s

As Figuras 66 a 68 apresentam as curvas de tensão x deformação verdadeiras obtidas

nos ensaios de tração variando-se as temperaturas, as taxas de deformação e a direção de

extração do corpo-de-prova.

94

Figura 66 – Curvas de escoamento obtidas nos ensaios de tração com taxa de

deformação de 0,001/s.

Figura 67 - Curvas de escoamento obtidas nos ensaios de tração com taxa de


95

Figura 68 - Curvas de escoamento obtidas nos ensaios de tração com taxa de

deformação de 0,1/s

Figura 69 - Resultados obtidos na mesma direção de corte (DL) com taxas de deformação

distintas e variação de temperatura

0,001/s 0,01/s

0,1/s

96

Figura 70 - Resultados obtidos na mesma direção de corte (45⁰ ) com taxas de deformação


Figura 71 - Resultados obtidos na mesma direção de corte (DT) com taxas de deformação


0,001/s 0,01/s

0,1/s

0,001/s 0,01/s

0,1/s

97

Os gráficos apresentados nas Figuras 69, 70, 71 são os mesmos apresentados nas

Figuras 66 a 68, mas separados por direção de corte e fazendo a comparação da influência

da taxa de deformação em cada uma das direções de corte (DL, 45⁰ , e DT). O objetivo desses

gráficos foi facilitar a análise, já que os gráficos das Figuras 66, 67, e 68 possuem muitas

informações agregadas. Como pode ser observado nessas figuras, maiores taxas de

deformação diminuem os valores máximos de deformação verdadeira, bem como aumentam

significativamente as tensões. Além disso, para cada taxa de deformação, conforme se

aumenta a temperatura de ensaio, as tensões máximas verdadeiras diminuem e a deformação

verdadeira máxima aumenta. Assim, o aumento da temperatura de ensaio de tração, aliado

com uma menor taxa de deformação, torna a deformação mais eficiente.

Como discutido na revisão sobre as ligas de magnésio, a deformação plástica dessas

ligas ocorre por meio de deslizamento dos planos cristalinos, resultantes de esforços de

cisalhamento, e pela formação de maclas, e depende principalmente da temperatura, da taxa

de deformação e das propriedades do material a ser deformado como sua microestrutura,

tamanho de grão, concentração de impurezas e presença de texturas mais favoráveis à

deformação.

Com o aumento da temperatura, os deslocamentos dos planos não basais são ativados,

a tensão de escoamento e a anisotropia plástica diminuem, favorecendo o aumento da

ductilidade da liga (PADILHA, 2005).

Isso fica bem evidente analisando os ensaios apresentados nas Figuras 66 a 68, em

especial os resultados dos corpos-de-prova retirados a 45º em relação à direção de laminação,

pois observa-se que foram os que apresentaram os maiores resultados de deformação até a

ruptura.

Nos casos do ensaio de tração efetuado na direção perpendicular à de laminação

(Condição DT), o corpo de prova ensaiado na taxa de 0,01/s e 310⁰ C se rompeu antes do

que se esperava, mesmo com temperatura maior que 250⁰ C, como se pode notar na Figura

67. Esse fenômeno fica mais evidente ao se analisar, por exemplo, a Figura 71 com taxa de


As 72 a 74 apresentam os mesmos resultados das figuras anteriores, porém agrupados

em função da temperatura de ensaio a fim de analisar a influência da taxa de deformação. A

partir desses gráficos fica evidente que maiores taxas de deformação aumentam a tensão

máxima de tração, ocorrida antes da ruptura do corpo de prova, onde as tensões são baixas.

Também pode se notar que os corpos ensaiados com corpo de prova obtido a 45⁰ da direção

de laminação possuem maiores deformações.

98

Figura 72 - Curvas de escoamento obtidas nos ensaios de tração a 250°C.


99


variação de taxa de deformação


100





101

Analisando-se as Figuras 78 a 80 e a Tabela 17 que contêm os valores de tensão

verdadeira máxima e de deformação verdadeira até a fratura de todos os ensaios realizados,

pode-se concluir que há uma tendência de diminuição da tensão e de aumento da deformação

até a fratura conforme se diminui a taxa de deformação e se aumenta a temperatura.

Figura 78 - Tensão verdadeira máxima e deformação até a fratura,

taxa de deformação de 0,001/s.


taxa de deformação de 0,01/s

102


taxa de deformação de 0,1/s

No caso dos ensaios realizados à temperatura ambiente, que durante os ensaios foi de

aproximadamente 24ºC, pode-se observar que os corpos de prova se romperam

prematuramente, o que provavelmente se deve ao fato das ligas de magnésio, dentre elas a liga

AZ31B, possuírem baixa ductilidade à temperatura ambiente devido à sua estrutura hexagonal

compacta (HC).

O comportamento mecânico desfavorável das ligas de magnésio é atribuído à tendência

de desenvolvimento de texturas similares à dos cristais, com uma alta anisotropia e assimetria.

A baixa simetria associada com a estrutura hexagonal compacta não permite que ocorra um

deslizamento favorável ao longo das direções piramidais. Ao invés disso, o deslizamento

ocorre em direções dentro dos planos basais que são incapazes de promover grandes

deformações (IMANDOUST et al., 2016).

No entanto, ainda no caso de ensaio à temperatura ambiente, ao se considerar as

diferentes direções em que os corpos-de-prova foram cortados, observa-se que o corpo-de-

prova cortado a 45 º apresentou uma deformação até a fratura maior que nas direções DL e

DT, além de apresentar valores menores de tensão verdadeira durante a deformação.

Isso provavelmente se deve a uma melhor orientação dos grãos cristalinos que favoreceu

a obtenção de uma maior deformação. O mesmo pode ser observado em ensaios realizados em

temperaturas maiores, onde, independentemente da taxa de deformação utilizada, os corpos-

103

de-prova cortados a 45° da direção de laminação apresentaram menores valores de tensão

verdadeira.

De acordo com ULACIA et al., 2011, a tensão de escoamento diminui com o aumento

da temperatura. Por outro lado, em ensaios quase-estáticos, que representam todos os ensaios

com diferentes taxas de deformação deste trabalho, o material apresenta um comportamento

de amaciamento atribuído à recristalização dinâmica para temperaturas acima de 150°C.

Tal comportamento não é observado em situações nas quais as taxas de deformação são

muito maiores, pois a liga de magnésio AZ31B apresenta um comportamento de

endurecimento com o aumento da taxa de deformação.

Outro ponto importante é que em altas temperaturas combinadas com altas taxa de

deformação há a formação de maclas e a recristalização dinâmica não é observada.

No entanto, como os experimentos foram realizados em taxas de deformação quase

estáticas, e considerando as diferentes direções em que os corpos de prova foram cortados,

fica evidente que os corpos de prova ensaiados a 45 º apresentaram deformações máximas

maiores que nas direções de laminação (DL) e perpendicular à direção de laminação (DT),

além de possuir valores menores de tensão verdadeira durante a deformação.

Isso provavelmente se deve a um melhor arranjo inicial dos grãos cristalinos e à

anisotropia, que proporcionou maiores deformações, o que pode explicar a diminuição da

deformação verdadeira máxima nos gráficos apresentados nas Figuras 78, 79, e 80 para as

condições ensaiadas nas direções DL e DT, associada com o aumento da tensão verdadeira.

Tabela 17 - Valores máximos de tensão verdadeira e deformação verdadeira.

De acordo com WU et al., 2011, ocorrem alterações microestruturais durante o ensaio

de tração de modo que a anisotropia influencia significativamente as mudanças

microestruturais para as diferentes condições do posicionamento do corpo de prova obtido em

relação à direção de laminação.

104

A temperatura e a taxa de deformação são de importância fundamental na alteração da

microestrutura, pois estão associadas à transição entre diferentes mecanismos para o aumento

da mobilidade das discordâncias e de outros sistemas de deslizamento, além daqueles que

envolvem o deslizamento de planos basais (0001), como o deslizamento de contorno de grãos

(grain boundary sliding - GBS) e a recristalização dinâmica (YI et al., 2006).

4.3 DETERMINAÇÃO DOS COEFICIENTES DE ANISOTROPIA

Como descrito na seção 3.6, foram realizados ensaios de tração com o objetivo de se

avaliar a anisotropia da chapa de liga de magnésio AZ31B. As Figuras 81 e 82 apresentam as

imagens dos corpos de prova deformados com 10% de alongamento nos ensaios de tração,

valor que como mencionado na seção 3.6, foi adotado a partir da verificação da máxima

deformação homogênea verificada em todos os ensaios de tração realizados.

Taxa de Deformação 0,001/s

Temperatura de Ensaio 250⁰ C

DL (0⁰ )

45⁰

DT (90⁰ )

Figura 81 - Corpos de prova ensaiados a 250⁰ C e taxa de deformação de 0,001/s

105


Temperatura de Ensaio 370⁰ C

DL (0⁰ )

45⁰

DT (90⁰ )

Figura 82 - Corpos de prova ensaiados a 370⁰ C e taxa de deformação de 0,001/s

As larguras e as espessuras mínimas atingidas nesses ensaios foram medidas e as

deformações de espessura e largura foram determinadas de acordo com as expressões da

seção 3.5, de modo ser possível determinar o coeficiente de anisotropia média e o coeficiente

de anisotropia planar, obtendo-se os resultados mostrados na Tabela 18.

Tabela 18 – Resultados da determinação dos coeficientes de anisotropia

Ao analisar-se essa tabela, torna-se evidente que a liga de magnésio AZ31B

apresentou uma queda significativa da Rmédio com o aumento da temperatura de ensaio. Tal

verificação é feita através de ensaios de tração até uma deformação máxima de 10% de

comprimento nominal e calculado através das equações apresentadas na seção 3.5.

O valor de Rmédio tende a dimunuir, ou seja, a um comportamento isotrópico, e o

valor do coeficiente de anisotropia planar, ΔR, aumenta conforme se aumenta a temperatura,

o que provavelmente é consequência do aumento da ativação dos deslizamentos dos planos

piramidais com a temperatura, como citado por KOIKE et al., 2003. Valores maiores de

106

Rmédio (Rmédio >1) beneficia a estampagem pois há uma maior resistência à deformação

na espessura conforme o material se deforma. Com relação a ΔR, valores menores, tendendo

a 0, são mais favoráveis pois eleva a uniformidade da deformação no plano da chapa.

As Figuras 83 e 84 mostram claramente a influência da temperatura na anisotropia.

Vale ressaltar que como foram realizados ensaios somente com duas temperaturas distintas,

não foram usadas linha conectando os resultados, já que alterações podem acontecer entre as

temperaturas de 250°C e 370°C caso o comportamento da anisotropia não seja linear.

Figura 83 – Coeficiente de anisotropia normal para cada direção de corte do corpo de prova.

Figura 84 - Variação do coeficiente de anisotropia média com o aumento da temperatura (a)

Resultados obtidos (b) Anisotropia em função da Temperatura (AGNEW et al., 2005)

Conforme apresentado no gráfico no gráfico apresentado na Figura 84 os resultados

experimentais são consistentes com os resultados encontrados por AGNEW et al, 2005.

AGNEW et al., 2005 explica que com o aumento da temperatura há a diminuição do valor de

de Rmédio em direção a isotropia devido a deformações secundárias que ocorrem em

(a) (b)

107

estruturas HC, por possuírem baixa simetria e alta anisotropia plástica que causam uma

alteração rápida da textura se comparadas com as estruturas CFC e CCC. Dessa forma, há

uma explicação que diz que a recristalização dinâmica seja a responsável pela modificação

da textura e consequentemente, da anisotropia. Com o aumento da temperatura, as ligas de

magnésio apresentam uma queda da anisotropia, o que pode ser explicado pela ativação do

deslizamento de planos não basais ou do deslizamento dos contornos dos grãos que são

ativados com o aumento da temperatura (KOIKE et al., 2003).

Segundo RAO et al., 2012, em altas temperaturas, acima de 225°C, o deslizamento

prismático se torna extenso, e ao combinar-se com o deslizamento basal, melhora a

ductilidade do magnésio. Acima de 350°C, os deslizamentos de sistemas piramidais tornam-

se dominantes, facilitando o escoamento plástico.

Nos materiais para estampagem profunda um alto valor de Rmédio é desejado, pois

proporciona uma maior resistência ao afinamento da chapa. Com relação a anisotropia planar,

ΔR, a tendência à formação de “orelhas” é tanto maior quanto mais distante de zero for esse

coeficiente, ou seja, esse seria um defeito provável na estampagem a quente da chapa

analisada neste estudo.


A fim de avaliar a eficiência da conformação a quente da liga de magnésio AZ31B e

sua estabilidade durante os ensaios de tração, foram criados mapas de acordo com os

procedimentos descritos na Seção 3.7, utilizando os resultados obtidos nos ensaios de tração

realizados nas condições apresentadas na Tabela 19 para cinco deformações verdadeiras

indicadas na Tabela 20.

Tabela 19 - Condições ensaiadas e utilizadas para construção dos mapas


250°C

310°C

0,001/s

0,001/s

0,01/s

0,01/s

0,1/s

0,1/s

370°C 0,001/s 0,01/s 0,1/s

108

Tabela 20 - Deformações usadas para obtenção de mapas de processamento

Deformação ε

0,100

0,125

0,150

0,200

0,240

Os mapas apresentados mostrados nas Figuras 85 a 89 foram elaborados com os

resultados obtidos para os corpos-de-prova cortados a 45° em relação à direção de laminação

da chapa, pois foi essa direção que apresentou as maiores deformações até a fratura e as

menores tensões verdadeiras, ou seja, a maior ductilidade e consequentemente, a maior

estampabilidade a quente entre as direções avaliadas.

Nesses mapas, as isolinhas com valores referem-se à eficiência de dissipação de

energia, de modo que valores maiores representam condições de processamento mais

eficientes, enquanto as regiões sombreadas em cinza representam as regiões instáveis, ou

seja, que apresentam coeficientes de instabilidade negativas segundo PRASAD et al., (2003)

e que podem representar condições inseguras no processamento a quente da liga AZ31B.

109

Figura 85 - Mapa de processamento para ε = 0,100

Figura 86 - Mapa de processamento para ε = 0,125

Temperatura (⁰ C)

Temperatura (⁰ C)

110

Figura 87 - Mapa para a condição de ε = 0,150

Figura 88 - Mapa para a condição de ε = 0,200

Temperatura (⁰ C)

Temperatura (⁰ C)

111

Figura 89 – Mapa de processamento para ε = 0,240

Analisando-se esses mapas, pode-se observar que ao aumentar a deformação para a

construção de cada mapa, as regiões de instabilidade (áreas sombreadas) vão diminuindo até

desaparecer completamente para deformações ε > 0,15, o que indica que nas maiores

deformações há tempo, calor e energia mecânica suficientes para que a recristalização dinâmica

ocorra, além da diminuição do deslizamento dos planos basais pela ativação de novos sistemas

de deslizamento, consequentemente, diminuindo a tensão de escoamento e a anisotropia

plástica, favorecendo o aumento da ductilidade da liga, como também foi verificado por RAO

et al.,2012.

Além disso, conforme se aumenta a deformação, a elevação da densidade de

discordâncias favorece a formação de novos grãos pela recristalização dinâmica, devido ao fato

de que maiores deformações demandam mais tempo, e isso favorece a recristalização dinâmica

e a ativação de planos não basais.

Outro aspecto importante de se observar é que não há regiões de instabilidade em

condições de taxa de deformação baixa e temperatura elevadas, devido à significante redução

da tensão de cisalhamento crítica (CRSS) para os sistemas de deslizamento basal, prismático e

piramidal causada pelo aumento da temperatura e pela diminuição da taxa de deformação como

observado por IMANDOUST et al, 2016.

Temperatura (⁰ C)

112

4.5 ANÁLISE DE MODO DE FRATURA

As fraturas resultantes dos ensaios de tração dos corpos de prova nas condições

indicadas na Tabela 21, com direção de corte a 45° da direção de laminação (DL) foram

analisadas por microscopia eletrônica de varredura (MEV) de acordo com a Seção 3.8,

obtendo-se as micrografias apresentadas nas Figuras 91, 92, e 93.

Novamente, foram escolhidos os corpos de prova obtidos a 45° da direção de

laminação (DL) por apresentarem as maiores deformações verdadeiras até a fratura e as

menores tensões verdadeiras máximas se comparados aos resultados obtidos nas direções de

laminação (DL) e perpendiculares a direção de laminação (DT).

Tabela 21 - Condições de testes das fraturas analisadas para corpo de prova obtido à

45° da direção de laminação DL


Figura 91 Figura 92 Figura 93


250°C

310°C

0,001/s

0,001/s

0,01/s

0,01/s

0,1/s

0,1/s

370°C 0,001/s 0,01/s 0,1/s

113

�̇� = 𝟎, 𝟎𝟎𝟏/𝒔 45o

1 -Tambiente

2 - 250°C

3 -310°C

4 - 370°C

Figura 90 Corpos de prova ensaiados com taxa de deformação de 0,001/s

114


Direção de Corte 45°

Tambiente

250°C

310°C

370°C

Figura 91 - Micrografias da superfície de fratura para a taxa de deformação de

0,001/s e diferentes temperaturas - MEV

115



250°C

310°C

370°C

Figura 92 - Micrografias da superfície de fratura para a taxa de deformação de

0,01/s e diferentes temperaturas - MEV

116



250°C

310°C

370°C

Figura 93 - Micrografias da superfície de fratura para a taxa de deformação de 0,1/s

e diferentes temperaturas – MEV

Analisando-se a Figura 91, para a condição ensaiada em temperatura ambiente,

observa-se que a fratura apresenta comportamento frágil, exibindo uma superfície quase

isenta de alvéolos (dimples).

O corpo de prova do item 1 da Figura 90, com pequena deformação até a ruptura,

confirma o aspecto frágil da fratura, o que também foi constatada por FENG et. al., 2014, em

seu trabalho, em ensaios à temperatura ambiente usando taxa de deformação de 0,001/s, onde

117

pode se notar que o aspecto da fratura que se apresenta é similar à obtida neste trabalho em

condições similares de ensaio, como pode ser observado na Figura 94.

Taxa de Deformação 0,001/s e

Tambiente


Tambiente

FENG et al., 2014 (1000x) Ensaio Realizado (500x)

Figura 94 - Comparação entre aspectos de fraturas de trabalhos distintos analisadas

no MEV

Como descrito por FENG et al., 2014, as fraturas observadas em ensaios de tração

realizados à temperatura ambiente e taxas de deformação quase-estáticas (0,001/s) possuem

um padrão de rio (river pattern) e o aparecimento de clivagem, que consiste na separação de

planos atômicos pela elevada solicitação mecânica e perda de coesão entre os átomos,

indicados pelas setas da micrografia de FENG et al., 2014, caracterizando a fratura frágil.

Ainda na Figura 91, conforme se aumenta a temperatura há o aparecimento dos alvéolos

(dimples), que vão se tornando mais profundos e maiores em temperaturas maiores e que são

decorrentes da interação de discordâncias com os contornos dos grãos e da formação de

maclas. Além disso, o empescoçamento gradativo da região de estricção localizada até que

ocorra a separação do corpo em duas partes fica mais evidente conforme se aumenta a

temperatura, como pode ser visto nos itens 2, 3, e 4 da Figura 90.

Por outro lado, conforme aumenta-se a taxa de deformação, os alvéolos característicos

da fratura dúctil ficam menores e menos profundos, como está bem evidenciado para a taxa

de deformação de 0,1/s, Figura 93, na qual são mostrados os distintos comportamentos

macroscópicos das fraturas para as temperaturas de 250°C, 310°C e 370°C. Conforme

aumenta-se a temperatura, a estricção aumenta. Assim, independentemente da taxa usada

118

entre 0,001/s até 0,1/s, o comportamento é dúctil para temperaturas acima de 200°C, como

observado por PELLEGRINI et al., 2011.

A Figura 95 apresenta as imagens obtidas para 250°C com taxas de deformação de

0,001/s e 0,1/s, nas quais pode-se observar a presença de alvéolos (dimples) para ambas as

taxas, porém com quantidade e tamanho diferentes em cada uma das situações.

Temperatura de Ensaio 250°C

Taxa de Deformação 0,001/s Taxa de Deformação 0,1/s

Figura 95 - Micrografias das fraturas a diferentes taxas de deformação – MEV

PELLEGRINI et al., 2011, também chegaram a conclusões similares, além de

destacarem que em temperaturas acima de 300°C um tipo peculiar de fratura aparece, a qual

apresenta microalvéolos (microvoids) coalescidos e rasgamento fibroso (tearing), devido à

alta ductilidade da liga e à tensão de escoamento moderada do magnésio nessas temperaturas.

Os resultados da análise por microscopia eletrônica de varredura para a condição

analisada por PELLEGRINI et al., 2011, e a encontrada neste trabalho em condições de

ensaios similares, são apresentados na Figura 96 destacando-se algumas regiões em vermelho

que apresentam rasgamento fibroso ao encontrado por aqueles autores.

119

Taxa de Deformação 0,02/s e T=300°C Taxa de Deformação 0,01/s e T=310°C

Pellegrini et al., 2011 (200x) Ensaio Realizado (500x)

Figura 96 - Micrografias das fraturas a altas temperaturas - MEV

4.6 ANÁLISE DE MICROSCOPIA ÓPTICA

Os corpos de prova obtidos na direção de corte a 45° da direção de laminação (DL) e

submetidos ao ensaio de tração até a ruptura foram analisados no microscópio óptico a fim

de avaliar sua microestrutura.

A Tabela 22 apresenta as condições de temperatura e taxa de deformação em que cada

corpo de prova foi ensaiado e uma numeração para identificação das micrografias de cada

combinação de temperatura e taxa de deformação.

Tabela 22 - Condições de ensaio dos corpos de provas analisados


0,001/s 0,01/s 0,1/s

Ambiente 1 - -

250°C

310°C

2

3

5

6

8

9

370°C 4 7 10

120

Taxa de Deformação 0,001/s e T=20°C Taxa de Deformação 0,001/s e T=24°C

(condição 1)

ULACIA et al., 2011 Ensaio Realizado (500x)

Figura 97 - Amostras ensaiadas à temperatura ambiente e taxa de 0,001/s – MO

Como se pode notar, no ensaio à temperatura ambiente (Figura 97), é possível

observar a formação de maclas, sem indícios de recristalização dinâmica, como também foi

observado por ULACIA et al., 2011. Além disso, é possível notar que os grãos têm um

tamanho médio próximo de 10µm ou mais, ou seja, grãos grosseiros, característicos do

magnésio ensaiado sob tração à temperatura ambiente.

Taxa de Deformação 0,001/s e T=250°C


T=250°C (condição 2)

ULACIA et al., 2011 Ensaio Realizado (500x)

Figura 98 - Amostras ensaiadas a 250⁰C e taxa de 0,001/s – MO

121

Já nas amostras ensaiadas a 250oC (Figura 98), tanto na micrografia de ULACIA

quanto na deste trabalho, é possível notar uma significativa recristalização dinâmica

juntamente com a presença de maclas, destacadas em regiões retangulares em vermelho na

Figura 99.

A região recristalizada, destacada pela região elíptica em vermelho, apresenta grãos

menores que 10µm, localizados ao redor de grãos grosseiros.

Figura 99 – Micrografia da amostra obtida no ensaio a 250°C e taxa de deformação

de 0,001/s - MO

Figura 100 - Micrografia da amostra obtida no ensaio a 310°C e taxa de deformação

de 0,001/s - MO

122

Com o aumento da temperatura de 250°C para 310°C, Figuras 99 e 100, é possível

notar que a área de grãos recristalizados foi aumentada (região elíptica em vermelho), com

grãos da ordem de 2µm, indicando a intensa recristalização dinâmica.

Assim como nos casos 1 e 2, é possível observar maclas em grãos maiores que 10 µm

(regiões retangulares em vermelho). Outro ponto a ser ressaltado é que com o aumento da

temperatura há indícios de crescimento dos grãos recristalizados dinamicamente.


de 0,001/s - MO

Para a condição 4, apresentada na Figura 101, com temperatura de 370°C e taxa de

deformação de 0,001/s, o aumento da temperatura estimula o crescimento dos grãos

recristalizados dinamicamente, que são maiores que nas condições de 250°C e 310°C,

destacados pela região elíptica em vermelho, causados pela maior facilidade de crescimento

dos grãos em temperaturas maiores (WU et al., 2011). Também é possível observar a presença

de maclas na região retangular em vermelho.

Aumentando a taxa de deformação de 0,001/s para 0,1/s, com temperatura de 250°C

(caso 8), Figura 102, é possível notar que os grãs recristalizados dinamicamente ocupam uma

área menor que no caso 1 (250°C e taxa de deformação de 0,001/s), e há a prevalência de

grãos maiores que 10µm, o que provavelmente deve-se ao fato de que a quantidade de grãos

recristalizados dinamicamente diminui com o aumento da taxa de deformação devido ao

menor tempo disponível para nucleação de novos grãos (WU et al., 2011).

123


de 0,1/s - MO

Com aumento da temperatura de 250°C para 310°C, com a taxa de deformação de

0,1/s (caso 9) nota-se na Figura 103 o aparecimento de recristalização dinâmica, com grãos

menores que 10µm (região elíptica em vermelho), além de maclas presentes em grãos

grosseiros não recristalizados (região retangular em vermelho). No entanto, devido à maior

taxa de deformação, a área de grãos recristalizados dinamicamente é menor que no caso 3.


de 0,1/s - MO

124

Já no caso 10, com temperatura de ensaio de 370°C e taxa de deformação de 0,1/s, há

o crescimento de grãos recristalizados dinamicamente, mas devido à taxa de deformação

empregada, é possível observar que grãos grosseiros ainda estão presentes, e como no caso

anterior, é possível observar maclas presentes nos grãos grosseiros (Figura 104).


de 0,1/s - MO

As Figuras 105 a 110 foram elaboradas para permitir a comparação das micrografias

obtidas nos ensaios nas diferentes taxas de deformação e diferentes temperaturas empregadas

nos ensaios de tração. Todas possuem um aumento de 500x.


(condição 2)


(condição 8)

Figura 105 - Micrografias obtidas para as condições 2 e 8 - MO

125


(condição 3)


(condição 9)



(condição 4)


(condição 10)

Figura 107 - Micrografias obtidas para as condições 4 e 10 – MO

126


(condição 2)


(condição 5)



(condição 3)


(condição 6)


127


(condição 4)


(condição 7)

Figura 110 - Micrografias obtidas para as condições 3 e 7 – MO

Como destacado no trabalho de CHANGIZIAN et al., 2012, o aumento da temperatura

aumenta o volume de grãos recristalizados dinamicamente, Figura 111, corroborando os

resultados encontrados neste trabalho.

O aumento da temperatura causa o aumento de grãos recristalizados dinamicamente,

como mostrado nas observações feitas neste trabalho e comparadas com resultados

encontrados por outros autores. Também pode-se concluir que o aumento da taxa de

deformação diminui a quantidade de grãos recristalizados dinamicamente.

Figura 111- Influência da temperatura e da taxa de deformação na fração recristalizada

dinamicamente (CHANGIZIAN et al., 2012).

Fra

ção e

m V

olu

me

de

DR

X [

%]

Temperatura [⁰ C]

128

4.7 ENSAIOS NAKAZIMA

Os ensaios Nakazima foram realizados de acordo com os procedimentos descritos na

Seção 3.10 a fim de se obter a curva de conformação limite (CLC) apresentada na Seção 2.15.

As medições das elipses deformadas foram feitas considerando o diâmetro externo

da linha que forma cada um dos círculos da malha e a determinação das deformações maiores

e menores foi feita utilizando as expressões apresentadas no ANEXO A.

Ao todo foram analisados dez corpos de prova. Nos que não se romperam, Figura 112,

as medidas foram definidas como seguras, já que não houve rupturas ou falhas no corpo de

prova.

Figura 112 - Corpo de prova obtido sem falha ou ruptura

No caso de ensaios cujo corpo de prova apresentou ruptura, houve medições nas regiões

seguras e nas regiões de falha, denominadas inseguras (Figura 113).

Figura 113 - Corpo de prova obtido com falha ou ruptura.

Os corpos de prova são apresentados nas Figura 114, identificados com 1 e 2,

indicando que foram obtidos respectivamente pelos Procedimentos 1 ou 2 descritos na seção

3.10. As letras referem-se às dimensões apresentadas na Figura 55 da Seção 3.9

129

A1

D1

A2

D2

B1

E1

C1

E2

C2

F1

Figura 114 - Corpos de prova deformados nos ensaios Nakazima - Parte 1

130

O gráfico apresentado na Figura 115 reúne os resultados experimentais obtidos neste

trabalho, bem como todas as curvas teóricas e resultados apresentados em outros trabalhos.

Assim, ele contém todas as deformações maiores e menores calculadas a partir das medições

das elipses e círculos dos corpos de prova dos ensaios Nakazima e as curvas teóricas baseadas

nas equações de KEELER e BRAZIER, apresentadas no trabalho de PAUL et al., 2013 e

calculadas a partir dos resultados obtidos nos ensaios de tração, Figuras 66, 67, e 68, para os

corpos de prova obtidos na direção de laminação (DL) e a 45⁰ da direção de laminação, nas

taxas de deformação de 0,001/s, 0,01/s, e 0,1/s e temperatura de 250⁰ C.

Com o intuito de facilitar a visualização e a análise das curvas, a Figura 116 apresenta

somente os resultados experimentais dos ensaios Nakazima e as curvas teóricas construídas

a partir dos ensaios de tração realizados neste trabalho e usando as equações de KEELER e

BRAZIER. Por fim, a Figura 117 apresenta apenas os resultados experimentais, a curva

teórica baseada no modelo de Hill’48 apresentada no trabalho de CAO et al., 2016 e as curvas

obtidas nos ensaios realizados por ZHANG et al., 2006 e por CHANG, 2007

Analisando-se todos esses gráficos pode-se afirmar que as curvas teóricas calculadas

com base nas propostas de KEELER e BRAZIER, utilizando os resultados dos ensaios de

tração deste trabalho, são adequadas para a predição das áreas seguras e inseguras.

Os resultados experimentais inseguros ficaram acima da curva teórica obtida para o

corpo de prova na direção de laminação e na temperatura 250⁰ C, com velocidades de

deformação de 0,01mm/s, 0,1mm/s, e 1mm/s, correspondentes respectivamente às taxas de

0,001; 0,01 e 0,1/s.

Já a curva teórica calculada com os resultados dos corpos de prova a 45⁰ da direção

de laminação está um pouco acima da curva obtida na direção de laminação, e assim,

apresenta uma região segura maior. Isto se deve aos resultados obtidos para a primeira

orientação na qual as deformações até a fratura foram maiores e as tensões máximas foram

menores.

No entanto, como os corpos de prova mais finos dos ensaios Nakazima foram obtidos

na direção de corte paralelo à direção de laminação, e também considerando que o corpo de

prova circular não tem direção definida, a curva teórica na direção de laminação é a que

melhor se ajusta aos experimentos.

Considerando as velocidades de deformação de 0,01mm/s, 0,1mm/s, e 1mm/s que

definem três curvas distintas para cada direção de corte do CDP, pode-se concluir que essas

velocidades estão na ordem de grandeza da velocidade utilizada nos ensaios Nakazima.

131

Na simulação numérica realizada para ensaio Nakazima com o corpo de prova com

10mm de largura (A1 e A2), Figura 118, é possível observar que o valor taxas de deformação

é em média igual a 0,1/s. Taxas iguais e menores que esta estão presentes na maior parte das

regiões deformadas do corpo de prova, exceto na região central onde as taxas de ensaios

foram maiores, porém restritas a uma região muito pequena. Assim, conclui-se que as curvas

teóricas calculadas a partir das equações de KEELER e BRAZIER podem ser consideradas

para fins comparativos e se ajustam bem às condições de ensaio.

132

Figura 115 – Resultados experimentais, curvas teóricas e curvas obtidas em trabalhos de outros autores.

0

0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

0,8

0,9

1

-0,6 -0,4 -0,2 0 0,2 0,4 0,6

DE

FO

RM

AÇ

ÃO

VE

RD

AD

EIR

A ε

1

DEFORMAÇÃO VERDADEIRA ε2

DL 250°C 0,01mm/s Teórica


DL 250°C 1mm/s Teórica

45 250°C 0,01mm/s Teórica


45 250°C 1mm/s Teórica

Experimento Zhang et al., 2006 - 250⁰C 0,8mm

Experimento Chang, 2007 - 250⁰C 1,2mm

Curva Teórica Hill'48

A1 - 250⁰C - Seguro

A2 - 250⁰C - Inseguro


B1 - 250⁰C - Seguro

C1 - 250⁰C - Seguro

C2 - 250⁰C - Inseguro


D1 - 250⁰C - Seguro

D2 - 250⁰C - Inseguro

D2- 250⁰C - Seguro

E1 - 250⁰C - Inseguro

E1 - 250⁰C - Seguro

E2- 250⁰C - Inseguro


F1- 250⁰C - Inseguro

F1 - 250⁰C - Seguro

133

Figura 116 - Resultados experimentais e curvas teóricas deste trabalho.

0

0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

0,8

0,9

1

-0,6 -0,4 -0,2 0 0,2 0,4 0,6

DE

FO

RM

AÇ

ÃO

VE

RD

AD

EIR

A ε

1




DL 250°C 1mm/s Teórica



45 250°C 1mm/s Teórica
















F1 - 250⁰C - Seguro

134

Figura 117 – Resultados experimentais e curvas teóricas e experimentais de trabalhos de outros autores.

0

0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

0,8

0,9

1

-0,4 -0,3 -0,2 -0,1 0 0,1 0,2 0,3 0,4

DE

FO

RM

AÇ

ÃO

VE

RD

AD

EIR

A ε

1


Experimento Zhang et al., 2006 -250⁰C 0,8mmExperimento Chang, 2007 - 250⁰C 1,2mmCurva Teórica Hill'48
















135

Figura 118 – Variação da taxa de deformação na simulação do ensaio Nakazima com corpo

de prova de largura igual a 40mm – taxa média de deformação igual a 0,1/s.

As curvas obtidas nos experimentos de ZHANG et al., 2006, e CHANG, 2007 são

similares às curvas obtidas pelo modelo de KEELER e BRAZIER, e também podem ser

usadas para avaliar os resultados experimentais obtidos nos ensaios Nakazima.

De acordo com o gráfico da Figura 119, a região 2 indica uma condição de

embutimento profundo com a presença de tensões compressivas e trativas, enquanto a região

1 define uma região onde as tensões trativas são predominantes, típicas de estiramento puro

(CALDIN, 2006). Assim, o corpo-de-prova A2 foi o único a apresentar forças

predominantemente trativas, enquanto os outros corpos de prova indicam a presença de forças

trativas e compressivas, características de embutimento profundo.

136

Figura 119 - Curva limite de conformação e regiões de deformação – CALDIN, 2006.

Outo aspecto importante de se destacar é que mesmo os corpos de prova que não

sofreram ruptura apresentam áreas de instabilidade, Figura 120, como discutido na seção 4.4

sobre os mapas de processamento.

Figura 120 - Zona de instabilidade apresentada no corpo de prova C1.

Na Figura 120 é possível notar uma região rugosa dentro da área demarcada em

vermelho. Este modo de escoamento indica uma região instável, ou seja, que pode apresentar

coeficiente de instabilidade negativo (PRASAD et al., 2003) e representar condições

inseguras de processamento a quente da liga AZ31B.

137

No caso do corpo de prova D1, Figura 121, as marcas de instabilidade são ainda mais

visíveis, indicando que apesar de não haver ruptura do corpo de prova, tal condição não é

segura para a conformação.

Figura 121 - Zona de instabilidade apresentada no corpo de prova D1

Analisando-se a região instável da Figura 121, medindo-se círculos deformados e

calculando-se as deformações verdadeiras maiores e menores, obtém-se o gráfico apresentado

na Figura 122. Como pode-se observar, as deformações verdadeiras são da ordem de 0,1.

Considerando-se o mapa de processamento construído para a deformação de 0,1, e a taxa

média de deformação apresentada na simulação da Figura 118, tem-se que a região instável

observada no corpo de prova deformado se encontra possivelmente na região destacada em

vermelho na Figura 123.

138

Figura 122 – Curvas limites de conformação e resultados do corpo de prova D1.

139

Figura 123 - Mapa de processamento para ε = 0,1 e região que representa o corpo de prova D1.

Deve se levar em consideração que os mapas de processamento foram construídos a

partir dos resultados obtidos nos ensaios de tração, nos quais os corpos de prova são

submetidos apenas a esforços trativos, enquanto o corpo de prova D1 foi submetido a tensões

trativas e compressivas, o que torna essa análise mais qualitativa do que quantitativa.

De todo modo, pode-se afirmar que somente a análise conjunta das curvas limites de

conformação e dos mapas de processamento permite a definição de um processo seguro, sem

a possibilidade de instabilidades e defeitos. Por fim, a Tabela 23 contém os valores iniciais e

finais dos diâmetros, da largura, da espessura inicial e a profundidade máxima de deformação

do domo de cada um dos corpos de prova ensaiados.

140

Tabela 23 - Principais dimensões dos CDPS antes e após ensaio

Como é possível ver na Figura 124, os corpos de prova que não apresentaram ruptura

tenderam a se deformar mais no comprimento, com maiores alongamentos. Isso se deve

141

provavelmente ao não rompimento precoce do corpo de prova, causando uma deformação

completa do mesmo.

Figura 124 - Comprimento inicial e final do corpo de prova

Com relação à espessura obtida no final de cada ensaio, os corpos de prova sem fratura

tenderam a aumentar sua espessura. Em corpos de prova onde houve rompimento ocorre o

oposto, ou seja, na região fraturada a espessura é reduzida justamente devido ao estiramento

local na zona de ruptura, como observado na Figura 125.

88

90

92

94

96

98

100

102

1 2

Co

mp

rim

ento

da

Peça

[m

m]

Estado [Inicia(1) / Final (2)]

A1 - 250⁰C - Sem ruptura

A2 - 250⁰C - Com ruptura

B1 - 250⁰C - Sem ruptura

C1 - 250⁰C - Sem ruptura

C2 - 250⁰C - Com ruptura

D1 - 250⁰C - Sem ruptura

D2 - 250⁰C - Com ruptura

E1 - 250⁰C - Com ruptura

E2- 250⁰C - Com trinca

F1- 250⁰C - Com trinca

142

Figura 125 - Espessura inicial e final do corpo de prova

Com relação a largura, corpos de prova que apresentaram ruptura tiveram suas

larguras reduzidas com relação ao estado inicial, já que há uma zona de estricção em regiões

fraturadas, especialmente nos ensaios realizados à 250⁰ C, onde o comportamento da liga de

magnésio AZ31B é dúctil (Figura 126).

2,8

2,85

2,9

2,95

3

3,05

3,1

3,15

3,2

1 2

Esp

essu

ra d

a Pe

ça [

mm

]










143

Figura 126 - Largura inicial e final do corpo de prova

Por fim, com relação a profundidade do domo apresentado na Figura 127, analisando

os corpos de prova A1, sem ruptura, e A2, com ruptura, é possível perceber que o corpo não

rompidos obtiveram uma profundidade maior de estampagem. O mesmo acontece com pares

C1 e C2, D1 e D2, que por sinal a diferença de profundidade é expressiva.

0

20

40

60

80

100

120

1 2

Larg

ura

da

Peça

[m

m]










E2- 250⁰C - Com trinca


144

Figura 127 - Profundidade do domo

0

5

10

15

20

25

1

Pro

fun

did

ade

[mm

]

Corpos de prova

A1 - 250⁰C - Sem rupturaA2 - 250⁰C - Com rupturaB1 - 250⁰C - Sem rupturaC1 - 250⁰C - Sem rupturaC2 - 250⁰C - Com rupturaD1 - 250⁰C - Sem rupturaD2 - 250⁰C - Com rupturaE1 - 250⁰C - Com rupturaE2- 250⁰C - Com trinca


145

5 CONCLUSÕES

Este estudo teve como objetivo avaliar a estampabilidade a quente de uma chapa

espessa da liga de magnésio AZ31B. Para atingir esse objetivo principal, estudou-se a

influência da temperatura, da taxa de deformação e da direção de extração dos corpos-de-

prova no escoamento da liga em ensaios de tração a quente.

A partir dos resultados obtidos nesses ensaios foi possível analisar a influência da

temperatura nos coeficientes de anisotropia médio e também determinar a estampabilidade

dessa liga pela construção de mapas de processamento.

Os possíveis mecanismos de endurecimento e de amaciamento foram avaliados ao se

analisar os modos de fratura em diferentes condições de temperatura e de taxa de deformação,

e pela análise metalográfica para a observação dos grãos recristalizados dinamicamente.

Analisando-se os resultados obtidos nos ensaios de tração, pode-se concluir que

quanto maior a temperatura, maior a ductilidade da liga de magnésio AZ31B. Com relação à

taxa de deformação, o efeito é o oposto, pois menores taxas de deformação favorecem o

escoamento do material pelo aumento do tempo de deformação. No que se refere à direção

de extração dos corpos-de-prova, os que foram retirados a 45 em relação à direção de

laminação apresentaram os resultados mais favoráveis, com maiores deformações até a

fratura e tensões menores.

Com relação ao coeficiente de anisotropia médio, Rmédio, observou-se que a liga de

magnésio AZ31B apresentou uma queda significativa da anisotropia normal com o aumento

da temperatura de ensaio.

Os valores de Rmédio tendem a 1, ou seja, a um comportamento isotrópico, e o valor

do coeficiente de anisotropia planar, ΔR, aumenta conforme se aumenta a temperatura. Tal

diminuição provavelmente foi consequência do aumento da ativação dos deslizamentos dos

planos piramidais com aumento da temperatura.

A análise dos mapas de processamento elaborados com os resultados obtidos nos

ensaios de tração com os corpos-de-prova retirados a 45° em relação à direção de laminação

da chapa, permitiu concluir-se que quanto maior a deformação usada para a elaboração de

cada um dos mapas, menor foi a região de instabilidade e praticamente inexistente a partir da

deformação igual a 0,15 provavelmente devido ao favorecimento da recristalização dinâmica,

146

pela maior energia mecânica acumulada e pelo maior tempo de processo, suficiente para

promover a modificação da microestrutura.

Com relação ao modo de fratura no ensaio de tração até a fratura em temperatura

ambiente foi possível notar que a fratura tem comportamento frágil, exibindo uma superfície

quase isenta de alvéolos (dimples).

Conforme se aumenta a temperatura de ensaio há o aparecimento dos alvéolos

(dimples), que vão se tornando mais profundos e maiores. Além disso, a estricção, que é

afinamento gradativo da região de deformaçao localizada até que ocorra a separação do corpo

em duas partes, fica mais evidente conforme se aumenta a temperatura.

Na análise da microestrutura com uso de microscópio óptico, é possível observação a

formação de maclas em grãos grosseiros nos ensaios à temperatura ambiente, mas não há

indícios de recristalização dinâmica. Com o aumento da temperatura para 250⁰ C, foi

possível notar uma intensa recristalização dinâmica juntamente com a presença de maclas.

Ao passar-se de 250°C para 310°C notou-se que a região de grãos recristalizados

aumentou significativamente indicando a ocorrência de recristalização dinâmica. Além disso,

houve formação de maclas em grãos maiores que 10 µm.

Já na temperatura de 370°C e taxa de deformação de 0,001/s, o aumento da

temperatura estimulou o crescimento dos grãos recristalizados dinamicamente, de modo que

os grãos recristalizados dinamicamente são maiores que nas condições de temperatura de

250°C e 310°C, e taxas de deformação de 0,001/s.

Com o aumento da taxa de deformação de 0,001/s para 0,1/s, é possível notar que os

grãs recristalizados dinamicamente ocupam uma área menor, e há a prevalência de grãos

maiores que 10µm.

Na análise das curvas limites de conformação CLC, concluiu-se que as curvas teóricas

calculadas pelo modelo de KEELER e BRAZIER, apresentaram boa concordância se

comparadas com os resultados experimentais dos ensaios Nakazima.

As curvas obtidas nos experimentos realizados por ZHANG et al., 2006 e os

resultados obtidos por CHANG, 2007 também apresentaram um bom ajuste se comparadas

com as curvas e resultados obtidos neste trabalho. Além disso, alguns corpos de prova

ensaiados e não fraturados apresentaram regiões instáveis, nas quais as deformações

verdadeiras calculadas estão de acordo com o mapa de processamento construído para a

deformação de 0,1 que prevê as instabilidades ocorridas nos ensaios Nakazima.

147

Referências

ABBOTT, T.; EASTON, M.; SONG, W. Mechanical behavior of cast magnesium

alloys. Materials Science - Forum Magnesium Alloys. v. 419, p.141-146, 2003.

AGNEW, SEAN R.; DUYGULU, OZGUR. Plastic anisotropy and the role of non-basal

slip in magnesium alloy AZ31B. International Journal of Plasticity 21, p. 1161–1193,

2005.

ALBAKRI, M; ABU-FARHA, FADI; KHRAISHEH, MARWAN. A new combined

experimental–numerical approach to evaluate formability of rate dependent

materials. International Journal of Mechanical Sciences 66, p. 55–66, 2013.

AMBROGIO, G.; BRUNI, C.; BRUSCHI, S.; FILICE, L.; GHIOTTI, A.; SIMONCINI,

M. Characterization of AZ31B magnesium alloy formability in warm forming

conditions. International Journal of Material Forming, 2008.

ANTONISWAMY, A. R.; TALEFF, E. M.; HECTOR JR., L. G.; CARTER, J. T. Plastic

deformation and ductility of magnesium AZ31B-H24 alloy sheet from 22 to 450C.

Materials Science & Engineering A631, p.1–9, 2015.

AVEDESIAN, M.; BAKER, H. Magnesium and magnesium alloys. ASM Specialty

Handbook. ASM International. Wiley –VCH. p. 194, 1999.

BATALHA, M. H. F; S. T., BUTTON. Hot formability of DIN 27MnCrB5 steel sheets

under controlled thinning. Journal of Materials Processing Technology 228 p. 98–105,

2016.

BROOKS, C. Heat treatment, structure and properties of nonferrous alloys. American

Society for Metals (ASM). Metals Park. Ohio, USA. p. 253 -274, 1982.

CALDIN, RENATO. Estudo da conformabilidade na hidroconformação de recortes

de chapas de aço soldados a laser / Renato Caldin. - Campinas, SP: [s.n.], 2006

CAO, XIAO-QING; XU, PING-PING; FAN, QI; WANG, WEN-XIAN. Theoretical

prediction of forming limit diagram of AZ31 magnesium alloy sheet at warm

temperatures. Trans. Nonferrous Met. Soc. China 26 p. 2426−2432, 2016.

CASARI, F.; TASSAN, M.; MESSINA, A; MOLINARI, A. Effect of Punch Diameter,

Grid Dimension, and Lubrication on Forming Limit Diagram. Journal of Testing and

Evaluation, Vol. 34, No. 1, 2006.

148

CHAMOS, A.; PANTELAKIS, S.; HAIDEMENOPOULOS, G.; KAMOUTSI, E. Tensile

and fatigue behavior of wrought magnesium alloys AZ31 and AZ61. Fatigue and

Fracture of Engineering Materials and Structures. v. 31, p. 812 – 821, 2008.

CHANG, Qun-feng. Theoretical and experimental research on warm stamping of

magnesium alloy sheet [D]. Shanghai: Shanghai Jiao Tong University, 2007: 49. (in

Chinese)

CHANGIZIAN P., ZAREI-HANZAKI A., ABEDI H.R.. On the recrystallization

behavior of homogenized AZ81 magnesium alloy: the effect of mechanical twins and

γ precipitates, Material Science Engineering, A 558, p.44–51, 2012.

CHINO, Y.; KIMURA, K.; MABUCHI, M. Twinning behavior and deformation

mechanisms of extruded AZ31 Mg alloy. Materials Science and Engineering A. v. 486,

p. 481 – 488, 2008.

DA MATTA COSTA, A. C.; BEHRENS CORREIA, D. M. Magnesita, Departamento

Nacional de Produção Mineral, p. 471-479, 2008.

DUYGULU O, AGNEW SR. Plastic anisotropy and the role of non-basal slip in

magnesium alloy AZ31B. Int JPlast p. 1161–1193, 2005.

FENG, FEI; HUANG, SHANGYU; MENG, ZHENGHUA; HU, JIANHUA; LEI, YU;

ZHOU, MENGCHENG; WU, DAN; YANG, ZHENZHEN. Experimental study on

tensile property of AZ31B magnesium alloy at different high strain rates and

temperatures. Materials and Design 57, p. 10–20, 2014.

FUH-KUO CHEN; TYNG-BIN HUANG. Formability of stamping magnesium-alloy

AZ31 sheets. Journal of Materials Processing Technology 142, p. 643–647, 2003.

GUODONG LIU; RENLONG XIN; XIAOGANG SHU; CHUNPENG WANG; QING

LIU. The mechanism of twinning activation and variant selection in magnesium

alloys dominated by slip deformation. Journal of Alloys and Compounds 687, p. 352-

359, 2016.

HONEYCOMBE, R. The plastic deformation of metals. Second Edition. Edward

Arnold. London: p. 496, 1984.

HOUSH, S.; MIKUCKI, B. Properties of magnesium alloys (Alloy AZ31B, AZ31C),

properties and selection; non ferrous alloys and special-purpose materials. Metals

Handbook: ASM International. v. 2. p. 480 - 481, 1990

149

HUA ZHANG; GUANGSHENG HUANG; JIANFENG FAN; HANS JØRGEN ROVEN;

FUSHENG PAN; BINGSHE XU. Deep drawability and deformation behavior of Az31

magnesium alloy sheets at 473 K. Materials Science & Engineering A 608, p. 234–241,

2014.

IMANDOUST, A.; BARRETT, C. D.; AL-SAMMAN, T.; INAL, K. A.; AND EL

KADIRI, H. A review on the effect of rare-earth elements on texture evolution during

processing of magnesium alloys. Journal of Materials Science, 2016

JIANG, L.; JONAS, J. Effect of twinning on the flow behavior during strain path

reversals in two Mg (+Al, Zn, Mn) alloys. Scripta Materialia. v. 58, p. 803 806, 2008.

JOOST, WILLIAM J.; KRAJEWSKI, PAUL E. Towards magnesium alloys for high

volume automotive applications. Scripta Materialia,

http://dx.doi.org/10.1016/j.scriptamat.2016.07.035, 2016.

KAINER, K.; KAISER, F. Magnesium alloys and technologies, Magnesium

proceedings. 7th International Conference on Magnesium. p 560, 2003.

KAINER, K. U., SRINIVASAN, P. B., BLAWERT, C., DIETZEL, W. Corrosion of

Magnesium and its Alloys. In: Cottis, B., Graham, M., Lindsay, R., Lyon, S., Richardson,

T., Scantlebury, D., Stott, H. Shreir’s Corrosion, 4ª ed. Amsterdan: Elsevier, p. 2011-2041,

2010.

KOIKE, J., OHYAMA, R., KOBAYASHI, T., SUZUKI M., MARUYAMA, K. Grain-

Boundary Sliding in AZ31 Magnesium Alloys at Room Temperature to 523K.

Materials Transactions, v. 44, p. 445 – 451, 2003.

KLEINER, S.; UGGOWITZER, P. Mechanical anisotropy of extruded Mg - 6%Al -

1%Zn alloy. Materials Science and Engineering A. v. 379, p. 258 – 263, 2004.

Lee, Y.S.; Kwon Y.N.; Kang; S.H.; Kim; S.W.; Lee J.H. Forming limit of AZ31 alloy

sheet and strain rate on warm sheet metal forming. Journal of Materials Processing

Technology, 2 0 1, p. 431–435, 2008.

Lee, Y.S., Kima M.C., Kim S.W., Kwon Y.N., Choi S.W., Lee J.H. Experimental and analytical studies for forming limit of AZ31 alloy onwarm sheet

metal forming. Journal of Materials Processing Technology 187–188, p. 103–107, 2007.

http://dx.doi.org/10.1016/j.scriptamat.2016.07.035

150

LETZIG, D.; SWIOSTEK, J.; BOHLEN, J.; BEAVEN P.; KAINER, K. Wrought

magnesium alloys for structural applications. Materials Science and Technology. v. 24,

p. 991-996, 2008

LI, B.; PAN, Q.L.; YIN, Z.M. Characterization of hot deformation behavior of as-

homogenized Al-Cu-Li-Sc-Zr alloy using processing maps. Material Science

Engeneering. A 614, p. 199–206, 2014.

LOU, X.; LI, M.; BOGER, R.; AGNEW, S.; WAGONER, R. Hardening evolution of

AZ31B Mg sheet. International Journal of Plasticity, v.23, p. 44–86, 2007.

LUO A.A.; MAGNES, J. Magnesium casting technology for structural applications.

Journal of Magnesium and Alloy. Elsevier, p. 2-22, 2013.

MA Q., LI B., WHITTINGTON W.R., OPPEDAL A.L., WANG P.T., HORSTEMEYER

M.F. Texture evolution during dynamic recrystallization in a magnesium alloy at 450

°C. Acta Mater. 67, p. 102–115, 2014.

MORDIKE, B.; EBERT, T. Magnesium properties-applications-potential. Materials

Science and Engineering A. v. 302, p. 37-45, 2001.

PARK, S.H.; KIM, H.S.; BAE, J.H.; YIM, C.D.; YOU, B.S. Improving the mechanical

properties of extruded Mg–3Al–1Zn alloy by cold pre-forging, Scr. Mater, p. 69 250–

253, 2013.

PAUL, SURAJIT K.; MANIKANDAN, G.; VERMA, RAHUL K . Prediction of entire

forming limit diagram from simple tensile material properties. Strain Analysis, 48(6)

p. 386–394, 2013.

PELLEGRINI, DANIELE; GHIOTTI, ANDREA; BRUSCHI, STEFANIA. Effect of

warm forming conditions on AZ31B flow behavior and microstructural

characteristics. Int J Mater Form 4 p.155–161, 2011

PLAUT, R. L. Estampabilidade de Chapas. Texturas e relações de Orientação. São

Paulo: IPEN 2003.

Prasad, Y.V.R.K. Processing maps: A status report. Journal of Material Engineering

Performance 12 (6) p. 638–645, 2003.

Y.V.R.K., PRASAD; SESHACHARYULU, T. Modeling of hot deformation for

microstructural control. Int. Mater. Rev. 43 (6) p. 243–258, 1998.

http://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S2213956713000030

151

RAO, K.P.; PRASAD, Y.V.R.K.; SURESH, K. Anisotropy of flow during isothermal

forging of rolled AZ31B magnesium alloy rolled plate in three orthogonal directions:

Correlation with processing maps. Materials Science & Engineering A 558, p. 30–38,

2012.

ROSKILL INFORMATION SERVICES LTD. Magnesium Metal: Global Industry

Markets & Outlook, 2012

SCHUMANN, S.; FRIEDRICH, H. The route from the potential of magnesium to

increased application in cars. 60th Annual World Magnesium Conference. Stuttgart. v.

419, p. 51-56, 2003.

SUZUKI M., SATO H., MARUYAMA K., OIKAWA H.. Material Science

Engeneering. A 319–321, p. 751–755, 2001.

THARUMARAJAH A., KOLTUN P. Is there an environmental advantage of using

magnesium components for light-weighting cars?. Journal of Cleaner Production 15, p.

1007-1013, 2007.

ULACIA, I.; SALISBURYB, C.P.; HURTADOA, I.; WORSWICKB, M.J. Tensile

characterization and constitutive modeling of AZ31B magnesium alloy sheet over

wide range of strain rates and temperatures. Journal of Materials Processing

Technology 211, p. 830–839, 2011

U.S. GEOLOGICAL SURVEY, Mineral Commodity Summaries, January 2015

U.S. GEOLOGICAL SURVEY, Minerals Yearbook, 2015

Wang, Jin; Zhao ,Guoqun; Li, Mengjin. Establishment of processing map and analysis

of microstructure on multi-crystalline tungsten plastic deformation process at

elevated temperature. Materials and Design 103, p.268–277, 2016.

WU, H., SUN, P., LIN, F. Anisotropic and Tensile Flow Behaviors of Mg Alloy AZ31B

Thin Sheet in H24 Condition at Elevated Temperature. Materials Science and

Engineering A, Vol. 528, pp. 2522–2531, 2011.

WUA, HORNG-YU; SUNB, PIN-HOU; LINA, FENG-ZHENG. Anisotropic and tensile

flow behaviors of Mg alloy AZ31B thin sheet in H24 condition at elevated

temperature. Materials Science and Engineering A 528, p. 2522–2531, 2011

XAVIER, M. D. Análise da estampabilidade de chapas de aço baixo e médio carbono

através de deformações plásticas uniaxiais e ortogonais quase planares. Universidade de

São Paulo, Tese de Doutorado, 2014.

152

YI, S.; ZAEFFERER, S.; BROKMEIER, H. Mechanical behavior and microstructural

evolution of magnesium alloy AZ31 in tension at different temperatures. Materials

Science and Engineering A. v. 424, p. 275-281, 2006.

YUANLI CHEN, LI JIN, JIE DONG, ZHENYAN ZHANG, FENGHUA WANG.

Twinning effects on the hot deformation behavior of AZ31 Mg alloy. Materials

Characterization 118, p. 363–369, 2016

ZHANG, K.F.; YIN, D.L.; WU, D.Z. Formability of AZ31 magnesium alloy sheets at

warm working conditions. International Journal of Machine Tools & Manufacture 46 p.

1276–1280, 2006.

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