ESTUDO COMPARATIVO DO C EVOLUÇÃO ESTRUTURAL

Transcrição

8º Congresso Brasileiro de Engenharia de Fabricação
18 a 22 de maio de 2015, Salvador, Bahia, Brasil
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ESTUDO COMPARATIVO DO COMPORTAMENTO MECÂNICO E
EVOLUÇÃO ESTRUTURAL DE CHAPAS DE AÇO INOXIDÁVEL
AUSTENÍTICO 304L SUBMETIDAS A ENSAIO CLC
COF-2015-0390
Resumo: No presente trabalho fez-se
se a comparação das deformações longitudinal (ε1), transversal (ε
( 2) e ao longo da
espessura (ε3) medidas junto à fratura e distantes das mesmas,
mesmas em corpos de prova segundo metodologia Marciniak
para levantamento da Curva Limite de Conformação (CLC).
(CLC) As medidas das deformações ε1 e ε2, obtidas através de
um analisador de perfil, foram realizadas sobre as linhas denominadas de central e nas linhas transversais a estas,
tendo como referência o primeiro nó da malha após a linha de fratura. Com o intuito de correlacionar as deformações
locais e avaliar o percentual de martensita formada e o grau de endurecimento na região plana dos corpos de prova,
foram realizadas caracterizações
aracterizações com uso de um Ferritoscópio e um Microdurômetro para se associar as deformações
locais (ε1, ε2 e ε3) obtidas com auxílio de um projetor de perfil. Os resultados revelaram uma relação entre a largura
do corpo de prova e o comportamento mecânico
mecâni do mesmo.
(espaço simples entre linhas, tamanho 10)
Palavras-chave: Martensita, Ferritoscópio, Aço inoxidável austenítico 304L, Analisador de perfil.
perfil
(espaço duplo entre linhas, tamanho 10).
1.
INTRODUÇÃO (Times New Roman, negrito, tamanho 10, maiúsculas)
(espaço simples
imples entre linhas, tamanho).
Um doss primeiros estudos sobre a transformação induzida por plasticidade (Greenwood
Greenwood, 1965) investigou tal
transformação através do aquecimento e posterior resfriamento de uma amostra submetida à tensão constante e de baixa
intensidade. O carregamento imposto juntamente com as tensões internas geometricamente necessárias para acomodar
as transformações conduziram a uma deformação irreversível.
irreversível De acordo com a composição química dos aços
inoxidáveis austeníticos, os mesmos podem apresentar uma característica particular: apresentar transformações de fase
induzidas por deformação. Tal efeito é visado porque concede ao aço favoráveis propriedades mecânicas como alta
al
resistência, ductilidade e tenacidade, sendo amplamente empregado como material estrutural (Iawamoto, 1998). O
fenômeno é denominado efeito TRIP (Transformação Induzida por Plasticidade, Transformation Induced Plasticity),
Plasticity
sendo o aço inoxidável austenítico 304L, presente nesse trabalho, considerado um tipo de aço TRIP. Fischer, et al.
(2000), definaram o efeito TRIP como um aumento significativo da plasticidade durante a mudança de fase.
De acordo com Bresciani, et al. (1991), o termo conformabilidade plástica
lástica pode ser definido como a capacidade do
metal, ou da liga metálica, poder ser processada por deformação plástica sem apresentar defeitos ou fratura nas peças
trabalhadas. Ass diversas trajetórias que podem ser estabelecidas nos processos de conformação possíveis no plano da
chapa, a saber: embutimento puro (α = -1), tração pura (α = 0), estado plano de deformação (α
( = 1/2) e tração biaxial
simétrica (α = 1) (Hosford e Caddell, 1993).
1993). E, assim como no estado plano de tensões, existem trajetórias
trajetóri de
deformações no plano da chapa (β)
β) que corresponde à razão das deformações plásticas que ocorrem no plano da chapa,
ou seja, β = ε2 / ε1, sendo embutimento puro (β = -1), tração pura (β = -1/2),
1/2), estado plano de deformação (β
( = 0) e
expansão biaxial simétrica (β = 1). Tourki
ourki, et al. (2005), estudaram a influência da martensita induzida plasticamente na
estampagem dos aços inoxidáveis austeníticos 304 e 316 através da curva CLC (Curva Limite de Conformação) obtida
pelo ensaio Nakazima em conjunto com o modelo
m
analítico de Marciniak-Kuczynski
Kuczynski a fim de avaliar se tal modelo
consistia em uma boa aproximação do método experimental. A análise metalográfica das amostras usadas no ensaio,
cuja largura variou de 20 a 240 mm e comprimento fixo em 240 mm, mostrou que
que à temperatura ambiente têm-se
têm maior
número de intersecções de bandas de cisalhamento favoráveis à nucleação de α’-martensita
martensita quanto maior a deformação
imposta no material.
(espaço simples entre linhas, tamanho 10).
2.
MATERIAL
RIAL E MÉTODOS
O material objeto de estudo refere-se
se a um aço inoxidável austenítico, classificado como 304L, o qual foi fornecido
pela empresa Aperam South America.. De acordo com os dados repassados pelo fornecedor, o material foi previamente
laminado
aminado a quente até espessura de 2,85 mm, sendo posteriormente laminado a frio até a espessura 1,0 mm e largura de
500 mm. Ao final do processamento, a chapa foi recozida à temperatura de encharque de aproximadamente 1060ºC e
posteriormente submetida a umaa laminação de encruamento superficial a promover o brilho na superfície da chapa. A
composição química do material é mostrada na Tabela 1.
Tabela 1.. Composição Química do Aço Inoxidável Austenítico 304L em estudo.
Elementos (% em peso)
C
Mn
Si
P
S
Cr
Ni
Mo
Al
0,018
1,2693
0,4786
0,0303
0,0015
18,3639
8,0221
0,0261
0,0032
Cu
Co
V
Nb
Pb
B
Ti
Sn
W
0,0428
0,1015
0,0418
0,0071
0,001
0,006
0,0018
0,0044
0,0146
10
2.1. Ensaio CLC
10
As amostras do aço inoxidável 304L foram produzidas por Cardoso (2012), de acordo com ensaios realizados com
a metodologia Marciniak (punção cilíndrico plano com diâmetro de 100 mm) para obtenção de sua Curva Limite de
Conformação
nformação (CLC). Tendo os ensaios de CLC sido realizados no Centro de Tecnologia da empresa USIMINAS por
meio de uma máquina de ensaios de embutimento Erichsen modelo 242, equipada com o sistema de aquisição e
correlação de imagens digitais ViaLUX, e o software
software Autogrid para depuração das deformações nos corpos de prova.
Foram testados corpos de prova com larguras na região central iguais a 20, 40, 60, 80, 100, 120, 130, 140, 150, 180 e
220 mm, todos com comprimento de 220 mm segundo a direção perpendicular ao sentido de laminação da chapa. Já os
corpos de prova para os ensaios de expansão biaxial simétrica foram usinados com diâmetro de 220 mm. De acordo
com a metodologia Marciniak, foi necessária a confecção de máscaras que devem ser posicionadas entre o punção
p
e
corpo de prova de modo a garantir que a fratura ocorra na zona central. Estas máscaras foram usinadas com as mesmas
dimensões dos corpos de prova e com o aço inoxidável 304L avaliado neste trabalho. Máscaras bipartidas obtidas por
corte em guilhotina
na foram empregadas para os corpos de prova com larguras de 20, 40, 60 e 80 mm. Máscaras com furo
central usinado com diâmetro igual a 44 mm foram confeccionadas para os corpos de prova com larguras de 100, 120,
130 e 140 mm. Já para os corpos de prova com largura 150 e 180 mm e diâmetro 220 mm foram usinados furos centrais
com diâmetros iguais a 36, 34 e 32 mm, respectivamente, vide Fig. (1) a qual representa as máscaras e as
a Figs. (2) e (3)
os corpos de prova.
Figura 1. Desenho esquemático dos corpos de provas de largura 60 e 150 mm utilizados como máscaras por
Cardoso (2012) nos ensaios de CLC segundo a metodologia de Marciniak.
Marciniak
Figura 2.. Desenho esquemático dos corpos de provas de largura 20 a 60 mm dos ensaios de CLC segundo a
metodologia de Marciniak conforme Cardoso (2012).
Figura 3. Desenho esquemático dos corpos de provas de largura 80 a 220 mm dos ensaios de CLC segundo a
metodologia de Marciniak conforme Cardoso (2012).
10
2.2. Corte por Eletroerosão
10
Para que as amostras, extraídas dos corpos de prova resultantes do ensaio CLC, não sofressem
deformações/distorções significativas a ponto de influenciar a formação de martensita e/ou encruamento extra,
extra as
mesmas foram seccionadas utilizando a técnica de corte por eletroerosão realizado na ELEVOLT Indústria e Comércio
LTDA. A máquina usada para tal consiste em um CNC High
High Speed Wirecut EDM modelo FW1 da marca ACTSPARK,
conforme mostrado na Fig. (4a).
). Seu funcionamento é baseado na remoção de material por sucessivas descargas
elétricas não estacionárias (faíscas) aplicadas em ínfimos intervalos de tempo em locais distintos.
distinto O fluido de corte age
durante a operação a fim de que não ocorra o superaquecimento das partes a serem cortadas. Cada corpo de prova,
resultante do ensaio CLC, foi dividido em 5 amostras de modo que as linhas central e laterais ficassem equidistantes das
da
linhas divisórias de corte. Na Figura (4b)
(4 são ilustradas as marcas no corpo de prova bem como a técnica de avaliação
que foi aplicada em cada uma das 5 amostras resultantes do corte por eletroerosão.
a)
b)
eletroerosão b) Marcação do corpo de prova e a
Figura 4. a) Máquina utilizada para executar o corte por eletroerosão.
técnica aplicada em cada amostra do mesmo.
mesmo
2.3. Ferritoscopia
Com uso de uma sonda de ferritoscópio portátil (Marca Fischer, Modelo FMP30),, disponível na Escola de
Engenharia Industrial Metalúrgica de Volta Redonda (EEIMVR) da Universidade Federal Fluminense (UFF) foi
avaliado o perfil de martensita formado na região plana, ao redor da fratura, das
das amostras que contêm a linha central
mostrada na Fig. (4b). O equipamento, mostrado na Fig.
Fig (5), baseia-se no princípio da indução magnética para
quantificar a fração volumétrica de martensita contida no material. Após tocar a superfície do material com a ponta da
sonda e ativá-la ocorre a interação do campo magnético com a fase ferromagnética (neste estudo, a fase α’) de modo
que a alteração daquele induz uma tensão proporcional ao percentual volumétrico da fase (OPERATORS MANUAL
FERITSCOPE® FMP30, 2008). Talonen, et al. (2004), afirmam que a técnicaa de ferritoscopia é simples, não destrutiva,
rápida e seus resultados podem ser usados em paralelo com outras técnicas para quantificação de fases, tais como
análise metalográfica, difração de Raios X, etc. Basta posicionar a sonda portátil sob a amostra e o valor é obtido
instantaneamente no monitor do ferritoscópio.
Figura 5. Ferritoscópio utilizado para quantificar a fração volumétrica de martensita contida no material.
material
2.4. Deformações locais e análise de dureza
As medidas das deformações ε1 e ε2 foram realizadas sobre as linhas denominadas de central (C – conforme
indicado anteriormente na Fig. (4b)) e nas linhas transversais a estas, tendo como referência (origem) o nó destacado na
Fig. (6a). Após o corte do corpo
po de prova representado na Fig. (6b), o tal mapeamento das deformações locais ε1 e ε2
procedeu-se da seguinte forma:: utilizando-se
utilizando
um ponto da malha como referência (origem) para catalogar os demais
pontos por intermédio de coordenadas (x,y) contidas no projetor de perfil da Marca Beldex / Modelo BMS – 50A que
encontra-se
se instalado no Laboratório de Metalografia da EEIMVR / UFF. Vale
le ressaltar que a quantidade de linhas
varia de acordo com a largura do corpo de prova.
Para analisar a deformação ε3 como também medir a dureza ao longo da espessura houve a necessidade de embutir
as amostras como mostra a Fig. (6c). Como este tipo de material poderia
pode sofrer alguma alteração microestrutural e
mecânica com um ciclo de aquecimento, decidiu-se
decidiu
processar essaa etapa com o embutimento a frio para que não
ocorresse nenhuma alteração na microestrutura do
d material, visto que o embutimento a quente opera com temperatura
máxima de 180ºC e sob pressão. A resina e o catalisador utilizados são da marca Arotec com temperatura
tempe
de cura
próxima a 80ºC, e tempo de cura em torno de 12 horas. Após o embutimento a frio das amostras, foi realizado o
processo de preparação da seção de análise associada à espessura da chapa. Inicialmente as amostras foram submetidas
a um lixamento com lixas de carbeto de silício nas seguintes granulometrias: 320, 400, 500, 800, 1000 e 1200 mesh, sob
refrigeração com água.
Com base em resultados já obtidos (Oliveira,
(
et al., 2013), o polimento mecânico foi conduzido após as amostras
serem submetidas a uma etapa final de lixamento fino (lixas de 2500 e 4000 mesh). Posterior a essa etapa as amostras
foram encaminhadas para etapa de polimento em pano de feltro, inicialmente com pasta de diamante de 6, 3 e 1 µm,
com uso de lubrificante polimento de ferrosos com diamante (marca Arotec), e polimento final com solução aquosa de
alumina (20:1 em volume) de 0,05 µm com uso de água destilada com lubrificante. Durante cada etapa do processo
proc
de
preparação foi realizada a limpeza das amostras com a finalidade de retirar excesso de resíduos e não haver
contaminação na etapa seguinte.
Os ensaios de dureza Vickers (HV) foram realizados utilizando um microdurômetro da marca Carl Zeiss (instalado
(instal
no Laboratório de Metalografia – EEIMVR/UFF), com penetrador de diamante de forma piramidal com base quadrada,
com um ângulo de 136º entre as fases opostas da pirâmide. A carga utilizada foi de 100 gf com tempo de manutenção a
carga máxima de 20 segundos.
os. Foram realizadas medições em cada amostra em pontos da sua espessura com perfil
similar ao que foi adotado para as medidas com o ferritoscópio. De maneira a não se obter valores associados com a
linha de segregação central do material (centro da espessura), as medidas foram feitas ao longo da direção DL (direção
de laminação) a ¼ da espessura da face externa e da face interna dos corpos de CLC. Onde as medidas de ¼ da
espessura da face externa foram
ram correlacionadas
correlacionada com os resultados obtidos nas análises de ferritoscopia da superfície
associada à frente dos corpos de prova.
Origem
a)
b)
c)
Figura 6. a) Marcação do corpo de prova a ser mapeado no analisador de perfil quando as medidas das
deformações locais ε1 e ε2. (b) Região próxima a fratura de corpo de prova após ensaio CLC, antes do corte. (c)
Amostras embutidas extraídas do corpo de prova após ensaio
ensaio CLC.
3.
RESULTADOS E DISCUSSÃO
Na Figura (7) está representada a curva CLC na estricção e fratura oriunda das amostras de diferentes larguras para
o aço inoxidável austenítico 304L com efeito TRIP. A linha que conecta os pontos de deformação de mais
alto valor (em módulo) refere-se
se à fratura e os pontos abaixo desta são as deformações nas regiões vizinhas à fratura, da
estricção a pontos a mais distinta da mesma. Nota-se
Nota se uma aproximação do domínio de deformação biaxial, com o corpo
de prova de diâmetro de 220 (β ≈ 0,67), e uma redução da maior deformação principal na superfície igualmente
observada na literatura (Fischer, et al.,, 2000; Cardoso, 2012), com o corpo de prova de largura de 180 (β
( ≈ 0,85), que
permite uma maior proximidade ao domínio biaxial. Pelo gráfico apresentado na Fig. (7) é possível inferir que à medida
que a largura do corpo de prova aumenta, existe uma tendência do estado de deformação “caminhar
caminhar” em direção a um
estado plano de deformação, com exceção das larguras de 180 e 220 mm.
O ensaio
saio CLC comprovou que os corpos de prova 020, 040 e 060 foram os que mais se aproximaram de uma
trajetória de deformação correspondente à tração uniaxial, ou seja, tração pura, onde 2
(β = -1/2). Enquanto o
corpo de prova 080 está entre as trajetórias
trajetó
de deformação de tração pura (β = -1/2)
1/2) e de deformação plana (β
( = 0). No
entanto, os corpos de prova 100, 120, 130 e 140,
140 próximo à fratura, se aproximam a uma trajetória de deformação plana
(β = 0). Já o corpo de prova 150 apresentou uma trajetória de deformação de transição entre deformação plana (β
( = 0) e
estiramento biaxial (β = 1). Contanto, os corpos de prova 180 e 220 foram os que mais se aproximaram de um
estiramento biaxial, ou seja, neste caso deformação biaxial simétrica (β
( = 1).
O gráfico apresentado na Figura (7) resume a disposição das deformações oriundas do ensaio além da curva CLC
resultante do mesmo. Resultados estes que vão ao encontro com os apresentados por Tourki,
Tourki et al. (2005), e Cardoso
(2012) que afirmam a ocorrência de uma formação de martensita
marte
mais significativa para o caso de estiramento biaxial
se comparado com a tração uniaxial. Como consequência ocorre a instabilidade plástica fazendo decrescer a taxa de
encruamento.
0,70
020
0,60
Maior deformação (ε1)
040
0,50
060
080
0,40
100
0,30
120
0,20
130
140
0,10
0,00
-0,40
150
180
-0,20
0,00
0,20
0,40
220
Menor deformação (ε2)
Figura 7. Curva CLC na fratura (linha que conecta os pontos superiores) e na sua vizinha (estricção e regiões
adjacentes) obtida para o aço inoxidável austenítico 304L com efeito TRIP segundo a metodologia Marciniak.
Marciniak
Nota-se
se que as deformações na superfície externa das amostras CF (Central Frente) representadas pela simbologia
ε(Lc) e as obtidas ao longo da espessura (ε3) foram diretamente proporcionais à largura do corpo de prova, com exceção
do corpo de prova 080, quee por apresentar uma trajetória de transição, obteve um decréscimo na deformação verdadeira
na espessura (ε3). Em contrapartida, as variações encontradas ao longo dos pontos pré-estabelecidos
pré estabelecidos ao longo da
espessura se mostraram maiores no corpo de prova de menor largura,
a, no caso o corpo de prova 020 conforme Fig. (8a).
(8
Na Figura (8b) é mostrado o agrupamento dos corpos de prova que apresentaram uma trajetória de deformação
próxima de uma deformação plana (β = 0). É possível perceber que, assim como os corpos de prova que obtiveram uma
trajetória de deformação associada à deformação plana apresentaram uma redução à medida que a largura dos mesmos
aumentava, houve um decréscimo nas deformações obtidas tanto na superfície (linha central) quanto na espessura, bem
como suas respectivas variações, conforme o aumento da largura dos corpos de prova.
A Figura (8c) referente ao agrupamento das amostras que obtiveram uma trajetória de deformação próxima de um
estiramento biaxial (β = 1), na qual é mostrado que, ao contrário dos corpos de prova mencionados anteriormente, a
deformação verdadeira na espessura (ε3), bem como sua variação, obtida ao longo dos pontos mapeados pertencentes à
linha central e à espessura foram diretamente
iretamente proporcionais à largura dos corpos de prova. As deformações na
superfície (frente), representadas pela simbologia ε(Lc), foram estáveis
áveis para os corpos de prova 180 e 220 além de
haver um pequeno acréscimo na variação das deformações desde a fratura
fratura até o último ponto mapeado diretamente
proporcional à largura do corpo de prova. A exceção fica por conta do corpo de prova 150 que, por ter apresentado um
comportamento de transição entre deformação plana e estiramento biaxial, obteve os maiores valores
valor de deformação
tanto na superfície (frente) quanto na espessura e não obteve variações significativas nas deformações, indicadas na Fig.
(8c).. Vale ressaltar que a maior deformação na espessura (ε
( 3) ficou por conta do corpo de prova 180 que obteve sua
trajetória
ajetória de deformação mais próxima de um estiramento biaxial (β
( = 1) reforçando
çando os resultados apresentados por
Tourki, et al. (2005), que tal fenômeno ocorre devido o acúmulo de martensita formada na superfície por estiramento
biaxial ser duas vezes maior que na tração uniaxial.
uniaxial
a)
b)
c)
Figura 8. Mapeamento das deformações na superfície e espessura da amostra extraída dos corpos de prova
referente à região central / face frente (CF): a) 020, 040, 060 e 080; b) 100, 120, 130 e 140;
140 c) 150, 180 e 220.
Na Figura (9a) é apresentada a evolução referente ao percentual de martensita pertencente aos corpos de prova cuja
trajetória foi próxima de uma tração uniaxial (β
( = -1/2),
1/2), mostra uma proporcionalidade entre a largura do corpo de
prova com aumento do percentual de martensita nas proximidades da fratura e a partir da região intermediária dos
mesmos tal comportamento se inverteu. O que houve em comum para estes corpos de prova foi apresentar os maiores
percentuais de martensita na região da fratura e o decréscimo dos mesmos à medida que se distanciava desta região. A
exceção ficou por conta do corpo de prova 080, que por apresentar uma trajetória de transição,
transição obteve o menor
percentual na região da fratura, um acréscimo logo após, uma diminuição desses valores nas regiões intermediárias e
novamente um crescimento do percentual para os últimos nós. Na Figura (9b), referente aos percentuais de martensita
obtidos nos corposs de prova cuja trajetória foi próxima de uma deformação plana, é mostrado que aqueles corpos de
prova que mais se aproximaram desse tipo de trajetória de deformação (β
( = ε2/ε1 = 0), no caso o corpo de prova 120 (β
(
= 0,01), apresentaram pouca variação no percentual
percentual de martensita ao longo dos pontos mensurados. O corpo de prova
100 (β = -0,03)
0,03) apresentou maior percentual de martensita na fratura e este foi reduzindo até chegar aos últimos pontos
que obtiveram um acréscimo no percentual, vale ressaltar que o valor obtido no 10º ponto para este corpo de prova não
foi considerado por ser uma anomalia que provavelmente foi acarretada pelo efeito de borda. Já os corpos de prova 130
(β = -0,08) e 140 (β
β = 0,06) obtiveram seus menores percentuais nas proximidades da fratura e estes foram
incrementando continuamente até o último ponto da amostra. A partir dos resultados mostrados na Fig. (9b) é possível
concluir que quanto maior a largura do corpo de prova menor o percentual de martensita na região da fratura e maiores
maiore
são os percentuais quanto mais se distancia da mesma. Na Figura (9c), referente aos percentuais de martensita
encontrados nos corpos de prova cuja trajetória de deformação foi próxima de um estiramento biaxial (β = 1), é
mostrado que estes corpos de provaa possuem os menores percentuais de martensita nas proximidades da fratura, os
maiores nas regiões mais distantes e um decréscimo nas regiões intermediárias. Além disso, fica bem evidente que para
este caso a largura do corpo de prova interfere de forma mais
mais intensa e diretamente proporcional, se comparados com as
outras trajetórias discutidas anteriormente, no percentual de martensita. O corpo de prova 150, por apresentar um
comportamento transitório,, possui nas proximidades da fratura e em regiões adjacentes
adjacentes uma estabilidade no percentual,
tal quais os corpos de prova mostrados na Fig.
Fig (9b),, devida a sua trajetória se aproximar de uma deformação plana
(β = 0,26) e a partir das regiões intermediárias (6º ponto) o percentual segue a mesma tendência dos corpos
corpo de prova
180 e 220, uma vez que o valor de β do corpo de prova 150 para essas regiões
regiões alcança a marca de 0,48. Diante dos
gráficos da Fig. (9), é possível inferir que os maiores percentuais de martensita pertencem aos corpos de prova que
obtiveram uma trajetória
ajetória de deformação próxima de um estiramento biaxial; dee acordo com dados da literatura (Tourki,
et al., 2005) na qual revela que o aumento na fração volumétrica de martensita ocorre em função do aumento da
deformação verdadeira.
b)
a)
c)
Figura 9. Percentual de martensita medido com o ferritoscópio ao longo da linha central traçada nos corpos de
prova:: a) 020, 040, 060 e 080; b) 100, 120, 130 e 140; c) 150, 180 e 220.
220
Através da Figura (10a) verifica-se
se a evolução da dureza ao longo da espessura para os corpos de prova cuja
trajetória fora próxima de tração pura. É possível afirmar que a dureza aumentou conforme o aumento da largura do
corpo de prova, assim como ocorreu em outras técnicas analisadas tais como o mapeamento
mapeamento das deformações (Fig.
(Fig 8a) e
a ferritoscopia (Fig. 9a),
), nas quais evidencia-se
evidencia se a maior intensidade de martensita nas proximidades da fratura e o
decréscimo nas regiões intermediárias, como observado na Fig.
Fig (10a). Na Figura (10b),, referente aos valores de dureza
obtidos para os corpos de prova que tiveram uma trajetória de deformação semelhante à deformação plana, é mostrada
uma influência da largura de forma inversa para os corpos de prova 100 e 120 nas proximidades da fratura e de forma
direta distante desta. Para os corpos de prova 130 e 140 a influência da largura dá-se
dá se de forma direta nas proximidades
da fratura e inversa distante desta. Acredita-se
Acredita se que este comportamento seja devido à formação de uma textura
preferencial para os corpos de prova que obtiveram uma trajetória de deformação próxima de uma deformação plana
(β ≈ 0) e que possuem uma largura igual ou superior a 120 mm. O gráfico apresentado na Figura (10c), que faz
referência aos valores de dureza para os corpos de prova que obtiveram uma trajetória de deformação próxima de um
estiramento biaxial, mostra que houve pouca variação na dureza entre corpos de prova. Além disso, nota-se
nota
que a
largura influenciou de forma inversa nas proximidades da fratura conforme o mapa de deformação apresentado
apresentad na Fig.
(8c). Através dos gráficos da Figura (10
10) é possível inferir que a partir do corpo de prova 120, onde já é visualizado
indícios na formação de textura, que os maiores valores de dureza não são encontrados na região da fratura. De acordo
com Hilkhuijsen, et al. (2013),, tal fenômeno pode ser explicado pela grande influência que a textura exerce no
comportamento mecânico do material.
a)
b)
c)
Figura 10. Medidas de dureza para os corpos de prova: a) 020, 040, 060 e 080; b) 100, 120, 130 e 140; c) 150, 180
e 220.
4.
CONCLUSÕES
Neste estudo foi possível concluir que para
para os corpos de prova que apresentaram uma trajetória de deformação
semelhante à tração uniaxial (β = -1/2)
1/2) a dureza fora proporcional à largura do corpo de prova. Com os corpos de prova
cuja trajetória de deformação foi equivalente à deformação plana (β
( = 0) o mesmo não ocorreu, provavelmente devido à
formação de uma textura preferencial a partir do corpo de prova de largura 120, a qual implicou oscilação dos valores
de dureza ao longo da espessura além da variação dos mesmos conforme a largura do corpo de
d prova que sofreram uma
redução com o aumento desta. Para os corpos de prova que apresentaram uma trajetória de deformação próxima de um
estiramento biaxial (β = 1) não
ão houve variação significativa de dureza com o aumento da largura dos mesmos.
5.
AGRADECIMENTOS (Times New Roman, negrito, tamanho 10)
10
Os autores gostariam de expressar seus agradecimentos às empresas Aperam Inox América do Sul S/A
(fornecimento de chapas de aço AISI 304L) e USIMINAS (realização de ensaios
ensaios de Curva Limite de Conformação).
MCC e MCSF agradecem a CAPES pelas bolsas de estudos de Doutorado. LPM agradece ao CNPq (Bolsa de
Produtividade PQ2 e Edital Universal 2012) e a FAPERJ (JCNE 2012) pelo fomento a pesquisa.
10
6.
REFERÊNCIAS (Times New Roman, negrito, tamanho 10)
10
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330
7.
DIREITOS AUTORAIS (Times New Roman, negrito, tamanho 10)
Os autores são os únicos responsáveis pelo conteúdo do material impresso incluído no seu trabalho.
COMPARATIVE STUDY OF MECHANICAL BEHAVIOR AND
STRUCTURAL EVOLUTION OF 304L AUSTENITIC STAINLESS STEEL
SHEET SUBMITTED TO FLC TEST
COF-2015-0390
Abstract: In the present study was made the comparison of longitudinal (ε1), transverse (ε2), and along the thickness
(ε3) strain measures by the fracture and far from the same, in specimens associated to Marciniak methodology for
Forming Limit Curves (FLC) definition.
definition The measures of deformations ε1 and ε2, obtained from a profile analyzer,
were taken on the lines named central and transverse to them, with reference to the first mesh node after the fracture.
In order to correlate the local deformations and evaluate the percentage of martensite formed and the degree of
hardening on the flat region of the specimens were performed characterizations using a ferritoscope and
microdurometer to involve local deformations
defor
(ε1, ε2 and ε3) obtained with support of profile analyzer. The results
revealed a relationship between the specimen’s width and the mechanical behavior.
Keywords: Martensite, Ferritoscope, 304L austenitic stainless steel, Profile analyzer.
(

ESTUDO COMPARATIVO DO C EVOLUÇÃO ESTRUTURAL

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