PGMEC PROGRAMA FRANCISCO EDUARDO MOURÃO SABOYA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA ESCOLA DE ENGENHARIA UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE

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1 PGMEC PROGRAMA FRANCISCO EDUARDO MOURÃO SABOYA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA ESCOLA DE ENGENHARIA UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE Dissertação de Mestrado ESTUDO DO COMPORTAMENTO MECÂNICO E MICROESTRUTURAL DE JUNTAS DE AÇO AVANÇADO DE ALTA RESISTÊNCIA SOLDADAS A LASER DIOGO DA SILVA BARBATO MAIO DE

2 DIOGO DA SILVA BARBATO ESTUDO DO COMPORTAMENTO MECÂNICO E MICROESTRUTURAL DE JUNTAS DE AÇO AVANÇADO DE ALTA RESISTÊNCIA SOLDADAS A LASER Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa Francisco Eduardo Mourão Saboya de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica da UFF como parte dos requisitos para a obtenção do título de Mestre em Ciências em Engenharia Mecânica Orientadora: Profª. Maria da Penha Cindra Fonseca (PGMEC/UFF) UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE NITERÓI, 25 DE MAIO DE

3 Ficha Catalográfica elaborada pela Biblioteca da Escola de Engenharia e Instituto de Computação da UFF B231 Barbato, Diogo da Silva Estudo do comportamento mecânico e microestrutural de juntas de aço avançado de alta resistência soldadas a laser / Diogo da Silva Barbato. Niterói, RJ : [s.n.], f. Dissertação (Mestrado em Engenharia Mecânica) - Universidade Federal Fluminense, Orientador: Maria da Penha Cindra Fonseca.. 1. Aço bifásico; propriedade mecânica. 2. Soldagem a laser. 3. Difração de raios X. 4. Tensão residual. 5. Engenharia mecânica. I. Título. CDD

4 ESTUDO DO COMPORTAMENTO MECÂNICO E MICROESTRUTURAL DE JUNTAS DE AÇO AVANÇADO DE ALTA RESISTÊNCIA SOLDADAS A LASER Esta dissertação é parte dos pré-requisitos para a obtenção do título de MESTRE EM ENGENHARIA MECÂNICA Área de concentração: Mecânica dos Materiais Aprovada em sua forma final pela Banca Examinadora formada pelos professores: Profª. Maria da Penha Cindra Fonseca (D.Sc.) Universidade Federal Fluminense (Orientadora) Prof. Ivan Napoleão Bastos (D.Sc.) Universidade do Estado do Rio de Janeiro IPRJ/UERJ Prof. Sérgio Souto Maior Tavares (D.Sc.) Universidade Federal Fluminense Prof. Juan Manuel Pardal (D.Sc.) Universidade Federal Fluminense 3

5 4 Aos Meus Pais

6 Agradecimentos Agradeço a Deus pelo dom da vida. Agradeço a professora Dr.ª Maria Cindra Fonseca, por ter me orientado neste trabalho. Agradecemos aos professores Sérgio Souto Maior Tavares e Juan Manuel Pardal pela ajuda na realização dos ensaios metalográficos. Agradeço ao Prof. José Luiz Ferreira Martins pela ajuda na realização do ensaio de dobramento. Agradeço ao Dr. Paulo Feliciano pela ajuda na realização dos ensaios de tração. Agradeço a Tatiane de Campos Chuvas por toda ajuda e apoio durante o mestrado. Agradeço a Usiminas pelo doação do aço estudado. 5

7 RESUMO O desenvolvimento de veículos cada vez mais leves tem sido conseguido com a utilização de aços especiais, dentre eles os avançados de alta resistência (AHSS), como o aço bifásico DP600, que representa uma excelente escolha para aplicações onde elevada resistência à tração e alta ductilidade são necessárias. Este trabalho faz uma avaliação das propriedades mecânicas (dureza, resistência à tração, ductilidade e tenacidade ao impacto) e microestrutural de juntas soldadas a laser de um aço DP600, comparando-as com as do material como recebido. Os valores de tenacidade ao impacto Charpy apresentaram pequenas variações nas juntas soldadas a laser em comparação com o metal de base. A análise por microscopia ótica do metal de base confirmou a microestrutura ferrítica com ilhas de martensita, como esperado, enquanto que no metal de solda a laser foi observada a predominância da fase ferrítica. Além disso, foram analisadas as tensões residuais geradas após a soldagem a laser das amostras, tanto no topo quanto na raiz das juntas, que se apresentaram trativas em ambos os lados e direções, bem como antes e após os ensaios de dobramento, sendo basicamente compressivas ou de baixa magnitude em tração. As tensões residuais foram medidas por difração de raios-x, pelo método do sen 2 ψ, usando radiação Crκα. Palavras-Chave: Aço DP600; Soldagem a laser; Tensões residuais; Propriedades mecânicas; Difração de raios-x. 6

8 ABSTRACT The development of increasingly lighter vehicles has been accomplished with the use of special steels, among them Advanced High Strength Steel (AHSS), such as DP600 steel, which is an excellent choice for applications where high tensile strength and high ductility are needed. This work evaluates the mechanical properties (hardness, tensile strength, ductility and impact toughness) and microstructure of laser welded joints of steel DP600, comparing them with the material as received. The values of Charpy toughness showed small changes in the laser welded together in comparison with the base metal. The optical microscopy analysis of the base metal confirmed ferritic microstructure with a martensite islands, as expected, while in the laser weld metal was observed predominantly ferritic phase. In addition were analyzed the residual stress generated after the laser welding of the samples, both in the top and in the root of the joints, which were trative in both directions and sides as well as before and after bending tests, being basically compressive or low trative magnitude. Residual stresses were measured by X-ray diffraction, by the method of sin 2 ψ using Crκα radiation. Key-Words: DP600 steel; Laser welding; Residual stress; Mechanical properties; X-ray diffraction. 7

9 SUMÁRIO 1. INTRODUÇÃO REVISÃO BIBLIOGRÁFICA Aços Bifásicos Microestrutura e Microdureza Propriedades Mecânicas Soldagem a Laser Tensões Residuais Tensões Residuais devidas ao Processo de Soldagem Tensões residuais de contração Tensões residuais devido ao resfriamento Tensões residuais devido à transformação de fases Efeito Bauschinger e Tensões Residuais no Dobramento Métodos de Medição das Tensões Residuais Tensometria por Difração de Raios-X MATERIAIS E MÉTODOS Material Métodos Experimentais Corte Soldagem Análise das Tensões Residuais Análise Microestrutural Ensaios Mecânicos Ensaio de Tração Tenacidade ao Impacto Ensaios de Dobramento Ensaios de Microdureza RESULTADOS E DISCUSSÕES Análise das Tensões Residuais após a Soldagem Microscopia Óptica Caracterização das Propriedades Mecânicas Resistência Mecânica Tenacidade ao Impacto Ductilidade Microdureza Microscopia Eletrônica de Varredura CONCLUSÕES SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

10 LISTA DE FIGURAS Figura 2.1 Exemplo de aplicação de aço AHSS, indicado em amarelo (Granbom, 2010) Figura 2.2 Comparação dos AHSS (coloridos), HSLA (cinza claros) e aços de alta resistência tradicionais (cinza escuros) (Granbom, 2010) Figura 2.3 Microestrutura de um aço bifásico: α Ferrita. M Martensita Figura 2.4 Perfil de microdureza de aço DP 600 soldado a laser (Farabi et al, 2010) Figura 2.5 Efeitos da soldagem a LASER do aço DP600 com diferentes taxas de deformação (Farabi et al, 2010) Figura 2.6 Curvas tensão vs. deformação de aço DP600 do metal de base (a) e da junta soldada (b) para diferentes taxas de deformação (Farabi et al, 2010) Figura 2.7 Esquema de funcionamento de cavidade geradora de laser (Kavamura, 2007) Figura 2.8 Formação do cordão de solda a laser (Kavamura, 2007) Figura 2.9 Influência da potência do laser na profundidade e espessura do cordão de solda (Lifang Mei et al, 2009) Figura 2.10 Influência da velocidade de soldagem na profundidade e espessura do cordão de solda: (a) v = 1,2m/min e (b) v = 0,7m/min (Lifang Mei et al, 2009) Figura 2.11 Influência da distância focal na profundidade e espessura do cordão de solda (Lifang Mei et al, 2009) Figura 2.12 Soldagem a laser de carroceria automotiva (Kavamura, 2007) Figura 2.13 Tensões residuais em um material bifásico (Macherauch & Kloos, 1997) Figura 2.14 Distribuição esperada das tensões residuais na superfície de uma junta de topo soldada por processo a arco, ao longo dos eixos x e y (Macherauch et al, 1977) Figura 2.15 Ilustração esquemática do efeito Bauschinger - σ p : Pré tensionamento máximo; σ R1 : Limite de escoamento na pré deformação; σ R2 : Limite de escoamento na direção reversa (Thiago, 2011) Figura 2.16 Diagrama esquemático de interação entre (a) discordância-discordância e (b) discordânciapartícula (Thiago, 2011) Figura 2.17 Tensões residuais geradas pelo efeito Bauschinger: (a) Espessura submetida ao curvamento a frio; (b) Curva σ vs. ε ; (c) Perfil das tensões residuais (Thiago, 2011) Figura 2.18 Interpretação geométrica da lei de Bragg Figura 2.19 Sistema de coordenadas polares Figura 3.1 (a) Máquina de corte Trulaser 5030; (b) chapa sendo cortada Figura 3.2 (a) Máquina de soldagem Trulaser Robot 5020; (b) junta sendo soldada Figura 3.3 (a) Analisador de tensões Xstress3000; (b) e (c) detalhamento do sistema de medição Figura 3.4 (a) e (b) Corpos de prova antes e após dobramento; (c) Representação esquemática dos pontos de medição Figura 3.5 Estado de tensão do material em função do declive da curva 2θ x sen 2 ψ Figura 3.6 Microscópio ótico Zeiss Neophot Figura 3.7 Máquina de tração EMIC DL Figura 3.8 Dimensões do corpo de prova Charpy Figura 3.9 Máquina universal de ensaios mecânicos Figura 3.10 Microdurômetro digital Time Group HVS Figura 4.1 Tensões residuais no topo das juntas Figura 4.2 Tensões residuais na raiz das juntas Figura 4.3 Microestrutura do metal de base Figura 4.4 Microestrutura da ZTA de ferrita poligonal de grãos finos Figura 4.5 Microestrutura ferrítica da zona fundida

11 Figura 4.6 Curvas tensão vs. deformação do metal de base Figura 4.7 Curvas tensão vs. deformação da junta soldada Figura 4.8 Curvas tensão vs. deformação da junta soldada Figura 4.9 Efeito mola no ensaio de dobramento Figura 4.10 Tensões residuais antes do dobramento transversal Figura 4.11 Tensões residuais antes do dobramento longitudinal Figura 4.12 Tensões residuais após dobramento transversal Figura 4.13 Tensões residuais após dobramento longitudinal Figura 4.14 Microdureza Vickers da junta 03 (v= 0,6 m/s e Df = -1mm) Figura 4.15 Microdureza Vickers da junta 04 (v= 0,6 m/s e Df = 0,5mm) Figura 4.16 Região central da fratura do cp de tração 3A com aumento de 400x Figura 4.17 Região central da fratura do cp de tração 3A com aumento de 2.500x Figura 4.18 EDS dos precipitados 1 e 2 mostrados na Figura Figura 4.19 Imagem ampliada da superfície de fratura do corpo de prova de tração 3A Figura 4.20 Região central da fratura do cp de tração 4A com aumento de 400x Figura 4.21 Região central da fratura do cp de tração 4A com aumento de 2.500x Figura 4.22 EDS do precipitado mostrado na Figura Figura 4.23 Imagem ampliada da fratura do corpo de prova de tração 4A Figura 4.24 Micrografias das superfícies de fraturas dos corpos de prova de impacto: (a) junta 03; (b) junta

12 LISTA DE TABELAS Tabela 2.1 Comparação entre métodos existentes de medição de tensões residuais (Kandil et al, 2001) Tabela 3.1 Composição química do aço (em % de peso) fornecida pelo fabricante Tabela 3.2 Propriedades mecânicas do material (obtidas experimentalmente) Tabela 3.3 Parâmetros do corte a laser Tabela 3.4 Parâmetros da soldagem autógena a laser Tabela 3.5 Parâmetros usados na soldagem a laser das juntas Tabela 4.1 Tensões residuais superficiais das juntas soldadas Tabela 4.2 Tenacidade ao impacto das juntas soldadas Tabela 4.3 Retorno elástico experimental Tabela 4.4 Retorno elástico teórico Tabela 4.5 Tensões residuais antes e após o dobramento Tabela 4.6 Resultados das análises de microdureza Vickers

13 LISTA DE SÍMBOLOS A A 1 A 3 F l M r t v σ l σ t E α d θ ε φ ψ σ ν λ Área Temperatura eutetóide Temperatura de austenitização completa Força Comprimento Martensita Raio Espessura Velocidade Tensão longitudinal Tensão transversal Módulo de elasticidade Ferrita Distância interplanar Ângulo de incidência Deformação Ângulo Polar Ângulo azimutal Tensão Coeficiente de Poison Comprimento de onda 12

14 Capítulo 1 1. Introdução A economia de combustível e, consequentemente, a redução de peso, são fatores extremamente importantes para a indústria automobilística. O desenvolvimento de veículos cada vez mais leves tem sido conseguido com a utilização de aços especiais, dentre eles os avançados de alta resistência (AHSS), como o aço bifásico (DP Dual Phase), cuja microestrutura é constituída principalmente de ferrita e martensita e representa uma excelente escolha para aplicações onde elevada resistência à tração e alta ductilidade são necessárias (Rocha et al, 2005). Em paralelo com a evolução dos aços de elevada resistência, o processo de soldagem a laser tem chamado a atenção devido ao baixo aporte térmico por unidade de volume, à facilidade de automação através da utilização de robôs, à alta produtividade, às boas propriedades metalúrgicas das juntas soldadas com zona termicamente afetada e zona fundida de extensões reduzidas e, a consequente geração de tensões residuais de menores níveis (Rizzi et al, 2009; Lifang Mei et al, 2009). As tensões residuais estão presentes em praticamente todas as peças rígidas, metálicas ou não, e são o produto da história metalúrgica e mecânica de cada ponto da peça ou da peça como um todo, durante o processo de fabricação (Cindra Fonseca, 2000). Está bem estabelecido que a presença de tensões residuais compressivas na superfície do 13

15 material aumenta a sobrevida em fadiga, enquanto que as tensões trativas podem se somar às tensões de trabalho, mesmo no regime elástico, causando a ruptura prematura do componente. O presente trabalho apresenta uma avaliação das propriedades mecânicas e das tensões residuais geradas no processo de soldagem a laser de juntas de aço avançado de alta resistência, usado na indústria automobilística, que constitui um dos processos mais modernos de soldagem usados neste setor. Para caracterização do material e das juntas soldadas, foram realizados ensaios de tração, impacto, dobramento, microdureza e análise metalográfica. 14

16 Capítulo 2 2. Revisão Bibliográfica 2.1. Aços Bifásicos A preocupação crescente com o meio ambiente e a redução do consumo de combustível têm motivado os fabricantes de automóveis a utilizar materiais mais leves, com maior resistência mecânica e elevada ductilidade. Reduzindo o peso de um carro, pode-se obter menor consumo de combustível juntamente com menos emissões de CO 2 (Farabi et al, 2010). Com esse intuito, o desenvolvimento de novas tecnologias e processos de fabricação para construção de veículos mais leves e mais seguros tem sido realizado e os aços avançados de alta resistência (AHSS) têm sido desenvolvidos (Granbom, 2010). Um exemplo de aplicação destes aços pode ser visto na Figura 2.1. Figura 2.1 Exemplo de aplicação de aço AHSS, indicado em amarelo (Granbom, 2010). 15

17 Os aços avançados de alta resistência podem ser classificados em vários tipos, tais como: aços bifásicos (DP Dual Phase); aços multifásicos (CP Complex Phase); aços TRIP, nos quais a transformação de fase é induzida por deformação; e aços martensíticos (MS Martensitic Steel) (Mejía et al, 2011). Comparado com aços de alta resistência e baixa liga (HSLA- High Strength Low Alloy), os aços bifásicos apresentam melhores propriedades, como pode ser observado na Figura 2.2 (Granbom, 2010). Figura 2.2 Comparação dos AHSS (coloridos), HSLA (cinza claros) e aços de alta resistência tradicionais (cinza escuros) (Granbom, 2010). Os aços bifásicos foram desenvolvidos para aplicações na indústria automotiva, visando atender principalmente ao segmento de rodas automotivas (leves e pesadas), embora sejam usados com excelente desempenho em outros componentes, tais como longarinas. Estes aços oferecem excelência nas principais características exigidas pelo seu uso, que são: conformabilidade, soldabilidade, resistência mecânica e resistência à fadiga. 16

18 Os aços bifásicos, ou ferríticos-martensíticos, podem ser produzidos por laminação controlada, mas normalmente são produzidos por recozimento intercrítico (entre A 1 e A 3 ) seguido de resfriamento rápido. Durante o recozimento intercrítico pequenas quantidades de austenita se formam na matriz ferrítica, que posteriormente, no resfriamento rápido, se transformam em martensita. A transformação da austenita em martensita, que é acompanhada por uma expansão de volume, causa discordâncias em torno da matriz ferrítica. Essas discordâncias são responsáveis pela elevada taxa de encruamento inicial e pelo comportamento de deformação contínua nos aços bifásicos. A taxa de encruamento também está associada à fração volumétrica de martensita, que pode ser modificada pela alteração da temperatura do recozimento intercrítico (Farabi et al, 2011) Microestrutura e Microdureza O aço bifásico é constituído por matriz ferrítica (macia e dúctil) e reforçada por ilhas de martensita (dura), com a presença de pequenas quantidades de bainita e de austenita retida (Farabi et al, 2010). Um exemplo de microestrutura de aço bifásico pode ser visto na Figura 2.3. α M Figura 2.3 Microestrutura de um aço bifásico: α Ferrita. M Martensita. 17

19 Farabi et al (2010), utilizando um aço DP600 de 1mm de espessura soldado a laser, observaram valores de microdureza significativamente altos na zona fundida (ZF), da ordem de 1,5 vezes maiores do que os valores encontrados no metal de base. A microscopia eletrônica de varredura (MEV) na ZF indicou a predominância da fase martensítica, que afirmam eles, foi formada a partir do resfriamento rápido da poça de fusão durante o processo de soldagem a laser. Na zona termicamente afetada (ZTA) os valores de dureza variaram, sendo que os resultados de dureza na região próxima da zona fundida foram mais elevados do que no metal de base, devido à formação de martensita. Na região próxima ao metal de base, ainda na ZTA, foram encontrados valores baixos de dureza em relação aos valores do metal de base, determinando assim a zona macia. A presença dessa zona macia se deve principalmente ao fato da existência de martensita revenida, bainita e austenita retida na matriz ferrítica. Os valores de dureza encontrados no metal de base sofreram pequenas variações ao longo de todo o material. A Figura 2.4 ilustra esses resultados encontrados por Farabi et al (2010). Figura 2.4 Perfil de microdureza de aço DP 600 soldado a laser (Farabi et al, 2010). 18

20 Rizzi et al (2009), soldando um aço bifásico de 2mm de espessura, também constataram um aumento na dureza do material, após o processo de soldagem a laser, a partir do metal de base até a zona fundida. Na zona termicamente afetada, eles observaram a presença de ferrita, austenita e martensita (ou bainita) Propriedades Mecânicas Dependendo da fração de volume de martensita na microestrutura, diversos graus de aços bifásicos, com diferentes níveis de resistência, podem ser produzidos. Aços bifásicos contendo 10-20% de martensita normalmente têm limite de resistência de cerca de 600MPa, limite de escoamento de 300 a 400MPa e ductilidade relativamente alta, de 24 a 30% de alongamento total (Rocha et al, 2005). De acordo com Farabi et al (2010), as juntas soldadas a laser têm maior limite de escoamento (LE) e menor limite de resistência (LR) do que o metal de base (Figura 2.5). Figura 2.5 Efeitos da soldagem a LASER do aço DP600 com diferentes taxas de deformação (Farabi et al, 2010). 19

21 Realizando experiências com aço DP600 de 1,0mm de espessura, Farabi et al (2010) mostraram que as curvas de tensão vs. deformação do metal de base (Figura 2.6.a) são suaves e contínuas para as taxas de deformação aplicadas, diferentemente das curvas das juntas soldadas a laser (Figura 2.6.b). Figura 2.6 Curvas tensão vs. deformação de aço DP600 do metal de base (a) e da junta soldada (b) para diferentes taxas de deformação (Farabi et al, 2010). 20

22 2.2. Soldagem a Laser A palavra LASER é formada pelas iniciais de Light Amplification by Stimulated Emission of Radiation, que podemos traduzir por Amplificação de Luz por Emissão Estimulada de Radiação. Os tipos de laser mais usados na indústria são o laser de CO 2 e laser Nd:YAG. O processo de soldagem a laser é conhecido pela sua alta produtividade, boa penetração, pequena zona termicamente afetada (ZTA), boa qualidade do estreito cordão de solda e baixo aporte térmico por unidade de volume (Lifang Mei et al, 2009). Segundo Kavamura (2007), no equipamento, uma fonte de bombardeamento, contínua ou intermitente, emite energia no material ativo. Parte dessa energia atravessa o espelho semitransparente constituindo o feixe de laser e parte é refletida, efetuando um trajeto inverso ao longo do eixo, resultando em um aumento de intensidade na cavidade (Figura 2.7). Figura 2.7 Esquema de funcionamento de cavidade geradora de laser (Kavamura, 2007). 21

23 O cordão de solda a laser é formado ao longo de uma superfície a partir do deslocamento de uma cavidade ou núcleo de vapor superaquecido cercado por material fundido, resultante do aquecimento rápido da área atingida pelo feixe de laser (Figura 2.8) e apresenta larguras de aproximadamente 1,2 a 1,5mm (Kavamura, 2007). Figura 2.8 Formação do cordão de solda a laser (Kavamura, 2007). A soldagem a laser envolve muitas variáveis: potência do laser, velocidade de soldagem, distância focal, ângulo de incidência do feixe e tipo de gás de proteção. Todos estes parâmetros têm um efeito considerável no fluxo de calor e na formação da poça de fusão e, portanto, afetam significativamente a profundidade de penetração, a forma e as microestruturas finais de solidificação da zona fundida e da ZTA, que determinam as propriedades da junta. Com uma alta densidade de energia e baixo aporte térmico, a soldagem a laser Nd:YAG produz uma pequena ZTA, que resfria muito rapidamente, com pouca distorção e alta relação profundidade vs. largura para a zona fundida (Khan et al, 2010). 22

24 Kavamura (2007) concluiu que para a soldagem de chapas finas, o laser de Nd:YAG possui vantagens em relação ao laser de CO 2, tais como, maior grau de liberdade nos movimentos, graças ao uso de fibras ópticas e menor custo. O laser de Nd:YAG permite profundidades de penetração que variam de 2 a 6mm, enquanto que o laser de CO 2 cerca de 15mm, dependendo da potência adotada. Quanto ao fator absorção de energia laser pelo metal base, o Nd:YAG é 3,16 vezes maior que o laser de CO 2, o que significa que na soldagem o Nd:YAG possui um melhor aproveitamento do feixe de laser. Lifang Mei et al (2009) utilizando amostras de aço galvanizado de alta resistência (DP800) de 1,5mm de espessura, soldadas a laser de CO 2, verificaram que a profundidade e a espessura do cordão de solda aumentam com o aumento da potência (Figura 2.9), diminuem com o aumento da velocidade de soldagem (Figura 2.10) e aumentam até um determinado valor de distância focal (Figura 2.11). Figura 2.9 Influência da potência do laser na profundidade e espessura do cordão de solda (Lifang Mei et al, 2009). 23

25 Figura 2.10 Influência da velocidade de soldagem na profundidade e espessura do cordão de solda: (a) v = 1,2m/min e (b) v = 0,7m/min (Lifang Mei et al, 2009). Figura 2.11 Influência da distância focal na profundidade e espessura do cordão de solda (Lifang Mei et al, 2009). O gás de proteção tem um importante papel, evitando a oxidação do material e a formação de poros, além de ajudar a dissipar a nuvem de plasma que absorve e dispersa a energia do laser durante o processo de soldagem (Lifang Mei et al, 2009; Wu, 2008). Devido às facilidades de automação e flexibilidade na utilização (Figura 2.12), o processo de soldagem a laser ganhou popularidade na indústria e tem sido considerado um 24

26 potencial substituto de outros processos de soldagem, tais como soldagem a ponto por resistência e por fricção (Farabi et al, 2011). Figura 2.12 Soldagem a laser de carroceria automotiva (Kavamura, 2007) Tensões Residuais Entende-se por residuais as tensões existentes em um material sob condições de temperatura uniforme e sem a ação de carregamentos externos (Cindra Fonseca, 2000). As tensões residuais aparecem como uma resposta elástica do material à distribuição heterogênea das deformações elásticas ou plásticas não uniformes e permanentes 25

27 (Rosenfeld, 2002). Estas tensões são auto-equilibradas, ou seja, a resultante das forças e o momento resultante produzido por elas são sempre vetores nulos (Cindra Fonseca, 2000). Portanto, qualquer perturbação, como remoção de material, aplicação de carregamentos térmicos ou mecânicos, altera o seu estado e causa sua redistribuição, de modo que as tensões se reequilibrem. Assim sendo, a presença de tensões residuais trativas no material será equilibrada por tensões residuais compressivas (Kandil, 2001). Tensões residuais trativas na superfície do material são, geralmente, indesejáveis, uma vez que podem contribuir e, frequentemente, são a maior causa de fratura por fadiga, trincas de têmpera e trincas de corrosão sob tensão. Assim, tensões residuais compressivas na superfície do material são, usualmente, consideradas benéficas (Kandil, 2001). Com relação ao aspecto visual externo, não é possível diferenciar uma peça com tensões residuais de outra que esteja isenta de tais tensões. Porém, as tensões residuais e aplicadas podem somar-se linearmente mesmo no regime elástico e, desta forma, causar uma ruptura inesperada e prematura do componente. Segundo Cindra Fonseca (2000), as tensões residuais classificam-se em três grupos distintos: Tensões residuais do tipo I: As tensões residuais macroscópicas são consideradas quase homogêneas na escala de vários grãos e equilibradas nos limites de todo o material. TR A tensão residual do tipo I, σ I, é definida como sendo a média volumétrica das tensões residuais dependentes da posição da amostra, ( ) x σ, 26

28 tirada sobre todos os grãos e fases dentro do volume V considerado, ou seja, o volume analisado segundo certo método de medição de tensões mecânicas. Este volume deve ser grande o suficiente para representar o material macroscopicamente. σ TR I 1 = σ ( x)dv V V ( 2.1) TR A mudança ou alívio de σ I pode causar alterações macroscópicas na forma do corpo. Esta é a base dos métodos mecânicos de determinação de tensão. Tensões residuais do tipo II: São tensões residuais microscópicas, consideradas quase homogêneas na escala de um grão e equilibradas nos limites dos contornos de alguns grãos do material; resultam da anisotropia de uma única fase ou da diferença de propriedades das diferentes fases. Podem ocorrer em interfaces entre fases e partículas precipitadas e a matriz. A tensão do tipo II, TR σ II, dentro de um cristal, é definida como sendo o desvio médio do nível de tensões residuais macroscópicas. V Vol. cristal TR [ σ ( x) σ ]dv TR 1 σ II = I ( 2.2) 27

29 Tensões residuais do tipo III: São tensões residuais submicroscópicas, heterogêneas na escala de algumas distâncias interatômicas e equilibradas nos limites de algumas células unitárias; resultam da presença de defeitos cristalinos no material. Ocorrem nos materiais metálicos sujeitos a processos que produzam descontinuidades na rede cristalina, como vazios, impurezas, falhas de empilhamento, entre outros. A tensão do tipo III, média do cristal. TR σ III, é o desvio dependente da posição da tensão σ TR III TR TR ( x) σ ( x) σ σ = ( 2.3) I II De modo geral, as tensões residuais macroscópicas ou do tipo I são as que merecem maior atenção em uma análise do ponto de vista de engenharia. A superposição das tensões residuais dos tipos I, II e III determina o estado de tensões residuais resultante atuando num ponto particular do material (Cindra Fonseca, 2000). Como exemplo, consideremos um material bifásico resfriado a partir de seu aquecimento a 600ºC, estado livre de tensões, e as fases A e B com diferentes coeficientes de dilatação térmica, conforme indicado na Figura Então, podemos identificar as tensões residuais (Macherauch & Kloos, 1997): Tipo I: devido à deformação plástica induzida pela variação volumétrica durante o resfriamento do material; Tipo II: devido aos diferentes coeficientes de dilatação térmica dos grãos das fases A e B no resfriamento; e 28

30 Tipo III: devido às imperfeições do reticulado cristalino, tais como discordâncias ou átomos de impurezas. Figura 2.13 Tensões residuais em um material bifásico (Macherauch & Kloos, 1997). As tensões residuais podem ser relaxadas ou aliviadas por aplicações de energia mecânica ou térmica. A relaxação depende de interações de vários fatores, tais como: amplitude da tensão, número de ciclos de carregamento, temperatura, estado da tensão residual inicial e propriedades mecânicas dos materiais (Pedrosa, 2007). 29

31 A presença de tensões residuais pode afetar tanto a iniciação, quanto o crescimento de trincas de fadiga, através da variação da tensão média experimentada durante os ciclos de fadiga (James et al, 2007). Em particular, as tensões trativas próximas à superfície tendem a acelerar as fases de nucleação e propagação de trincas de fadiga, enquanto que tensões compressivas na superfície tendem a aumentar a vida em fadiga (Webster & Ezeilo, 2001) Tensões Residuais devidas ao Processo de Soldagem O desenvolvimento de tensões residuais nas construções soldadas é intrínseco do processo de soldagem (Wanab & Nguyen, 1994). Elas são função de diversas variáveis, relacionadas aos parâmetros utilizados na execução do cordão de solda, tais como: geometria da junta, número de passes, composição química dos metais de base e de adição, e de outros fatores pertinentes ao processo de soldagem. O processo de soldagem sempre produz tensões residuais macroscópicas e microscópicas com complicadas superposições dos tipos I, II e III. Entretanto, na prática da soldagem, geralmente quando se trata de tensões residuais, é implicitamente considerado apenas tensões residuais macroscópicas, isto é, as tensões residuais do tipo I. O estado de tensão residual macroscópico na soldagem é completamente determinado se em cada ponto da peça soldada são conhecidas as componentes da tensão residual em grandeza e direção. A determinação completa de todas as componentes em vários pontos da junta soldada é de difícil obtenção experimental. Quase sempre, por motivo de ordem prática, a determinação das tensões residuais macroscópicas na soldagem limita-se à determinação das componentes das tensões residuais paralelas e perpendiculares 30

32 ao cordão de solda, denominadas respectivamente por tensões residuais longitudinais σ y e tensões residuais transversais σ x (Wanab & Nguyen, 1994). Basicamente, as três principais fontes de tensões residuais em soldagem são: Contração no resfriamento, de regiões diferentemente aquecidas e plastificadas durante a operação de soldagem; Resfriamento mais intenso das superfícies da peça soldada; Transformações de fases metalúrgicas. Pode-se ainda destacar outra fonte, ou seja, a restrição à dilatação térmica exercida pela presença de vínculos externos, que normalmente limita a contração do componente Tensões residuais de contração Estas tensões são decorrentes da contração no resfriamento de zonas diferentemente aquecidas e plastificadas durante a soldagem. Na Figura 2.14 é possível observar a distribuição esperada das tensões longitudinais e transversais de contração em uma junta de topo entre duas chapas soldadas. Com relação a esta figura, algumas observações importantes podem ser feitas: A tensão na direção longitudinal (σ l ) atinge o valor máximo em tração no centro do cordão de solda, onde pode ser igual ao limite de escoamento do material e o valor da tensão é nulo próximo às bordas da chapa. Em 31

33 concordância com a analogia da barra aquecida, a tensão longitudinal se torna de compressão a certa distância do centro do cordão de solda. Essa distância equivale a aproximadamente três vezes a largura do cordão de solda; Na distribuição das tensões na direção transversal, a tensão (σ t ), também atinge o valor máximo em tração, de aproximadamente um terço do limite de escoamento, no cordão de solda. Ao longo do eixo y, ocorre um equilíbrio entre as tensões de tração na região do cordão e as tensões de compressão, à medida que se distancie do cordão de solda; Figura 2.14 Distribuição esperada das tensões residuais na superfície de uma junta de topo soldada por processo a arco, ao longo dos eixos x e y (Macherauch et al, 1977). 32

34 Tensões residuais devido ao resfriamento O processo de resfriamento não é homogêneo ao longo da espessura do material, consequentemente surgem tensões residuais devido ao resfriamento mais rápido da superfície. Esse gradiente de temperaturas ao longo da espessura pode ocasionar a deformação plástica localizada e o surgimento de tensões residuais. As tensões resultantes deste fenômeno são de compressão na superfície e de tração no interior, e serão tão maiores quanto maior for a espessura da chapa Tensões residuais devido à transformação de fases Durante o resfriamento, a zona fundida (ZF) e a zona termicamente afetada (ZTA) experimentam transformações de fases de austenita para ferrita, bainita ou martensita. Como essas transformações ocorrem com o aumento do volume específico do material, as regiões do cordão de solda e da ZTA que vão se transformando tendem a se expandir, enquanto que esta expansão é impedida pelas regiões frias do material, submetendo a área transformada do material a um esforço de compressão. Quanto maior for o limite de escoamento do material no intervalo de temperaturas em que ocorre a transformação da austenita, maiores serão os valores das tensões residuais. Desta forma, as tensões residuais ocasionadas por esse fenômeno serão maiores quando as temperaturas de transformação forem baixas e os produtos obtidos forem a martensita e/ou a bainita. 33

35 Efeito Bauschinger e Tensões Residuais no Dobramento Em 1881, o engenheiro alemão Johann Bauschinger relatou, após o ensaio de um corpo de prova metálico submetido à deformação plástica até σ P, a ocorrência da redução no limite de escoamento do material na direção oposta à pré deformação (σ R2 ) em relação ao limite de escoamento do material na pré deformação (σ R1 ), ou seja, σ R1 >σ R2. A Figura 2.15 ilustra através do gráfico da tensão vs. deformação o fenômeno observado. Figura 2.15 Ilustração esquemática do efeito Bauschinger - σ p : Pré tensionamento máximo; σ R1 : Limite de escoamento na pré deformação; σ R2 : Limite de escoamento na direção reversa (Thiago, 2011). Uma das teorias conhecidas para explicar o efeito Bauschinger, definido como um desvio em relação ao comportamento elastoplástico ideal do material, é a da tensão reversa (Thiago, 2011), que pode ser sintetizada da seguinte forma: durante a aplicação do pré tensionamento remoto, no processo de deformação plástica, as discordâncias em movimento interagem entre si e com contornos de grão e precipitados, o que impede a sua posterior multiplicação. A tensão reversa (back stress) é gerada no sentido oposto ao 34

36 movimento, em torno do ponto de contato, apresentando maior resistência ao movimento de propagação das discordâncias. Quando é aplicada a tensão remota reversa, implicando na reversão da deformação, as discordâncias dos obstáculos (outras discordâncias, contornos de grão e precipitados) são repelidas pela tensão reversa na direção oposta, ou seja, na direção da tensão remota reversa, e o limite de escoamento do material reduz para o nível da tensão reversa. Assim sendo, um aumento na densidade das discordâncias gera um aumento nas regiões de interação entre as discordâncias, e consequentemente diminui o nível da tensão reversa. O efeito Bauschinger, portanto, deve ser maior em um material com maior densidade de discordâncias, porém deve ser levado em consideração que com o aumento da densidade de discordâncias e/ou pré tensionamento remoto o número de interações entre as discordâncias pode diminuir devido a um processo de imobilização da interação entre as discordâncias que ocorre pelo empilhamento de discordâncias (pile-ups) e pela formação de novas estruturas celulares. A Figura 2.16(a) apresenta o diagrama esquemático das interações entre as discordâncias durante o processo de deformação plástica (Thiago, 2011). Figura 2.16 Diagrama esquemático de interação entre (a) discordância-discordância e (b) discordância-partícula (Thiago, 2011). 35

37 A formação de tensões residuais em um dado material, quando submetido a um ensaio de dobramento, sofrendo deformação plástica a frio, pode ser observada na Figura A espessura do material (Figura 2.17a) está representada em camadas empilhadas com diferentes níveis de deformação, sendo a linha neutra a camada 0. A camada superficial superior (5) apresenta os maiores valores de tensão trativa e a superfície inferior os maiores valores de tensão compressiva. Figura 2.17 Tensões residuais geradas pelo efeito Bauschinger: (a) Espessura submetida ao curvamento a frio; (b) Curva σ vs. ε ; (c) Perfil das tensões residuais (Thiago, 2011). 36

38 Observando a distribuição da tensão aplicada ao longo da espessura de um material submetido ao ensaio de dobramento, apresentada na curva tensão (σ) vs. deformação (ε) (Figura 2.17b), percebe-se que as camadas de 2 a 5 encontram-se no regime plástico enquanto que a camada 1 está no regime elástico. A necessidade da reversão completa da deformação elástica e plástica, após o alívio da força aplicada durante o ensaio, impedirá o material de retomar seu perfil original. Devido os diferentes níveis de deformação entre as camadas, o retorno elástico e plástico será distinto entre elas. Assim sendo, ao analisar o retorno da deformação plástica da camada 5 isoladamente, ele ocorrerá pela linha pontilhada 5, entretanto, considerando a interação da camada 5 com a 4, o retorno ocorrerá pela linha sólida 5, tendo em vista que a camada 4 tem deformação plástica menor do que a 5 e, assim, tende a resistir ao estiramento plástico da camada 5 e como resultado esta fica em compressão. A magnitude da tensão residual de compressão será εe, onde ε é a deformação residual mostrada na Figura 2.17(b) e E é o módulo de elasticidade do material. Uma análise das interações existentes na camada 4 mostra que ela interage com as camadas 5 e 3, sendo que a camada 3 resistirá ao estiramento da 4 e a camada 5 irá colaborar com a extensão da 4. Esta combinação resultará em uma deformação/tensão residual compressiva menor que a condição anterior. A combinação da influência desses dois fatores será balanceada em algum ponto da espessura do material e resultará em um estado de tensão/deformação residual igual a zero, conforme demonstrado na camada 3 da Figura 2.17(b). Da mesma forma, as camadas abaixo da camada de tensão/deformação residual igual a zero, conforme as camadas 1 e 2 da Figura 2.17(b), ficarão com tensão residual de tração. A Figura 2.17(c) mostra o perfil padrão da distribuição das tensões residuais geradas no ensaio de dobramento ao longo da espessura do material (Wang & Gong, 2008; Thiago, 2011 ). 37

39 Duas considerações importantes devem ser observadas no perfil da distribuição das tensões residuais oriundas do efeito Bauschinger: No estado de equilíbrio, as tensões trativas são equilibradas pelas tensões compressivas; e, O estado de tensão trativo é oriundo de superfície comprimida plasticamente, enquanto que o estado de tensão compressivo resulta de superfície tracionada plasticamente Métodos de Medição das Tensões Residuais Os métodos de medição de tensões residuais podem ser físicos ou mecânicos. Nos mecânicos, na técnica do furo cego, por exemplo, o material é cortado ou furado e o estado de tensão é comparado com o estado relaxado do componente. Assim, de modo geral, estes métodos são destrutivos e possibilitam apenas a medição de tensões residuais do tipo I (Cindra Fonseca, 2000). Os métodos físicos permitem medir as tensões sem relaxamento do material e são, normalmente, não destrutivos, podendo ser por difração, acústicos ou magnéticos. Dentre as técnicas existentes destacam-se a difração de raios-x e de nêutrons, a magnética e a ultrassônica (Raj & Jayakumar, 1997). A técnica do furo cego consiste na usinagem de um pequeno furo no material, cujas deformações na superfície são captadas por extensômetros elétricos. A partir de diferentes formulações numéricas, as tensões residuais podem ser calculadas, dadas as deformações medidas pelos extensômetros (Kandil et al, 2001). Esta técnica permite o acompanhamento das variações de tensões e deformações ao longo do tempo, em estruturas sob carregamentos cíclicos (Raj & Jayakumar, 1997). 38

40 A técnica magnética baseia-se no princípio da anisotropia magnética causada por um campo de tensões. Devido à ação das tensões, há uma alteração no campo magnético induzido inicialmente sobre a peça. Esta alteração pode ser convertida em valores de tensão por ação do efeito do ruído Barkhausen. Este método é utilizado em materiais ferromagnéticos e na realização de varreduras em peças sob carregamento para identificação dos locais mais tensionados, pois os sinais são fortemente influenciados pela microestrutura e pela condição das tensões presentes (Raj & Jayakumar, 1997). Apesar das tensões dependerem fortemente dos parâmetros magnéticos, outras variáveis, tais como a dureza, textura e tamanho do grão, podem afetar as medições. As desvantagens da técnica são a limitação aos materiais ferromagnéticos e a sensitividade às características microestruturais do material (Kandil et al, 2001). A técnica ultrassônica mede indiretamente o nível de tensões residuais pela variação da velocidade da onda ultrassônica ao percorrer um dado material tensionado e pelo estabelecimento da constante acusto-elástica do material inspecionado, com relação ao material livre de tensão (Raj & Jayakumar, 1997). Este método também é bastante sensível à microestrutura e à textura do material (Kandil et al, 2001). Os métodos de difração, baseados na Lei de Bragg, envolvem a medição da variação da distância interplanar entre os planos atômicos paralelos dos materiais cristalinos causada pelas tensões residuais. Assim sendo, pela incidência e difração de um feixe de raios-x ou de nêutrons, é medida a variação das distâncias interplanares com relação a um material de calibração isento de tensão, obtendo-se as magnitudes e a natureza das tensões residuais presentes no material. A técnica da difração de nêutrons permite medir as tensões residuais em profundidade, pois apresenta maior penetração. Por outro lado, devido ao custo elevado do 39

41 acelerador de partículas, que atua como fonte de nêutrons, esta técnica, tem baixa disponibilidade, sendo utilizada principalmente em centros de pesquisa. Além disto, a técnica de difração de nêutrons não permite medições em campo (Kandil et al, 2001). O método de análise de tensões residuais por difração de raios-x é usado com sucesso na indústria de componentes mecânicos como técnica de avaliação da eficiência dos tratamentos de shot peening, que são amplamente usados para conferir às peças elevados campos de tensão residual de compressão. Pela técnica de difração de raios-x associada ao método de remoção de camadas é possível obter os perfis do comportamento das tensões ao longo da espessura do componente (Prevéy & Cammett, 2002). A Tabela 2.1 apresenta um resumo dos principais métodos para medição de tensões residuais. Tabela 2.1 Comparação entre métodos existentes de medição de tensões residuais (Kandil et al, 2001). CARACTERÍSTICAS MÉTODOS Difração de Nêutrons Difração de Raios-X Furo Cego Portátil Não Sim Sim Destrutiva Não Não Sim Conhecimento Requerido Alto Médio Baixo / Médio Preparação da Superfície Não Crítico Importante Importante Tipo de Tensão I e II I e II I Gradiente de Tensão Sim Sim (remoção eletrolítica) Sim (difícil interpretação) Penetração (aço) 25mm 15µm Depende do furo 40

42 Tensometria por Difração de Raios-X Os princípios básicos da tensometria por raios-x foram desenvolvidos há mais de 60 anos. Este método se baseia na teoria da difração de raios-x para materiais cristalinos, e na mecânica dos materiais e, em particular, na teoria da elasticidade cujo postulado diz que os raios-x possuem comprimento de onda da ordem do tamanho do espaçamento entre os átomos de uma estrutura cristalina. Suponha que no estado inicial, não deformado, um material metálico possua distância interplanar d 0 entre seus planos cristalinos. Um feixe paralelo de raios-x, de comprimento de onda λ, incide na superfície do material segundo um determinado ângulo de incidência θ 0. Este feixe é difratado sob o mesmo ângulo θ 0, satisfazendo a lei de Bragg, representada pela Equação d senθ = nλ ( 2.4) 0 0 Nessas condições, ao utilizar raios-x monocromáticos, com comprimento de onda, λ, constante, o valor do ângulo θ 0, referente a uma intensidade máxima de difração, depende da distância interplanar d 0. Com o material sob tensão, a distância interplanar, d 0, varia de um valor d = d d 0, sendo d a distância interplanar no material tensionado, o que ocasiona a deformação ε = d / d na rede cristalina do material. Qualquer variação d = d d0 no parâmetro reticulado resultará em uma mudança correspondente a θ = θ θ0 na posição 41

43 angular dos raios difratados de Bragg. A Figura 2.18 mostra a interpretação geométrica da lei de Bragg. Figura 2.18 Interpretação geométrica da lei de Bragg. Diferenciando a Equação da lei de Bragg, temos: 2 d senθ + 2d θ cosθ = 0 Então: d ε = = θ cotgθ ( 2.5) d A Equação 2.5 mostra que, medindo-se experimentalmente a variação do ângulo de difração, θ = θ θ0, pode-se determinar a deformação elástica da rede cristalina, considerando o ângulo de difração θ 0 para uma amostra relaxada, isenta de tensão. Através das constantes de elasticidade do material chega-se aos valores das tensões atuantes. Quanto maior o ângulo de difração θ, maior é a precisão de determinação da deformação. 42

44 raios X são: Os princípios básicos da teoria da elasticidade para interpretação da tensometria por Deformação: l ε = ( 2.6) l Tensão: F σ = ( 2.7) A Lei de Hooke para: Estado uniaxial ε = σ ( 2.8) Ε Estado triaxial: σ1 ν ε 1 = ( σ 2 + σ 3 ) ( 2.9) Ε Ε σ 2 ν ε 2 = ( σ1 + σ 3 ) ( 2.10) Ε Ε σ3 ν ε 2 = ( σ1 + σ 2 ) ( 2.11) Ε Ε 43

45 Onde: ε, ε são as deformações principais; 1 ε2, 3 σ, σ são as tensões principais; 1 σ 2, 3 Ε é o módulo de elasticidade; ν é o coeficiente de Poisson. Contudo, a mais importante equação da tensometria por raios-x é a equação para deformação ε ϕ, ψ, nas direções ϕ e ψ, no sistema de coordenadas polares apresentado na Figura Figura 2.19 Sistema de coordenadas polares. 44

46 A equação tem a seguinte forma: ν ( σ ϕ + σ ϕ ) ψ ( σ + σ ) ε ϕ, ψ = 1 cos 2 sen σ 3 sen ( 2.12) Ε Onde: ψ é o ângulo azimutal; ϕ é o ângulo polar. A componente da tensão perpendicular à superfície é igual a zero, e as componentes σ 1 e σ 2 se posicionam na superfície. Então, a Equação 2.12 pode ser escrita como: ε 1+ ν ν = σ sen ψ ( σ σ 2 ) ( 2.13) Ε Ε 2 ϕ, ψ ϕ 1 + Nesta equação, σ ϕ é a componente da tensão na direção que faz o ângulo ϕ com a tensão principal σ 1. Com base nas Equações 2.12 e 2.13, são elaboradas várias metodologias de medição de tensões, tais como o método do sen 2 ψ e da dupla exposição. 45

47 Capítulo 3 3. Materiais e Métodos 3.1. Material O material estudado neste trabalho é uma chapa de aço avançado de alta resistência (AHSS Advanced High Strenght Steel), de 480mm x 630mm e 4mm de espessura, utilizado na fabricação de discos de freio. Produzido pela Usiminas, recebe a denominação de USI-RW-600DP (Dual-Phase Ferrita + Martensita), sendo de baixa relação elástica e excelente balanço entre resistência e ductilidade. A composição química e as propriedades mecânicas do material estudado estão apresentadas nas Tabelas 3.1 e 3.2, respectivamente. Tabela 3.1 Composição química do aço (em % de peso) fornecida pelo fabricante. C Si Mn P S Al Cu Nb V 0,0485 1,03 1,17 0,015 0,001 0,04 0,01 0,004 0,003 Ti Cr Ni Sn N As B Ca Fe 0,003 0,07 0,02 0,002 0,0028 0,002 0,0001 0,0011 Balanço Tabela 3.2 Propriedades mecânicas do material (obtidas experimentalmente). Limite de Escoamento σ LE (MPa) Limite de Resistência σ LR (MPa) Alongamento (%) Energia Absorvida a 25ºC (J)

48 As amostras foram obtidas a partir de processos de corte e soldagem a laser. O corte foi feito na direção transversal de laminação da chapa. As juntas foram soldadas pelo processo laser, com diferentes parâmetros de velocidade e foco Métodos Experimentais Corte O corte foi realizado na empresa TRUMPF, utilizando a máquina de corte a laser CNC Trulaser 5030 (Figura 3.1). (a) (b) Figura 3.1 (a) Máquina de corte Trulaser 5030; (b) chapa sendo cortada. A chapa foi cortada de forma a obter peças com dimensões de 240mm x 119mm. Os parâmetros utilizados no corte estão descritos na Tabela

49 Tabela 3.3 Parâmetros do corte a laser. Potência (W) 6000 Máquina de Corte Trulaser 5030 LASER Gasoso (CO 2, N 2 e H 2 ) Condução Comprimento de onda (µm) Diâmetro (mm) Espelho 10,6 0,3 Gás de Assistência Nitrogênio No processo de corte a laser o feixe é convergente, concentrando toda a energia na região do corte, gerando uma pequena ZTA. O gás de assistência, N 2, é utilizado para minimizar a ação de agentes externos Soldagem A soldagem também foi realizada na TRUMPF, utilizando a máquina de soldagem a laser Trulaser Robot 5020 (Figura 3.2). (a) (b) Figura 3.2 (a) Máquina de soldagem Trulaser Robot 5020; (b) junta sendo soldada. 48

50 Antes da soldagem foi feita a preparação dos chanfros retos através de lixamento para retirar rebarbas, óxidos e tinta. Foi utilizado argônio como gás de assistência na refrigeração da junta soldada, com vazão de 20l/min. No processo de soldagem a laser, a distância entre as peças a serem soldadas deve ser menor que 1,0mm para que o feixe incida sobre a superfície. Ao incidir sobre uma superfície, uma fração do laser é absorvida pelo material e outra é refletida. Analisados os parâmetros de soldagem (potência, velocidade de soldagem e ponto focal) em função do material estudado, definiu-se que seria utilizada potência máxima do equipamento (3300W), visto que o objetivo seria solda com penetração total. As juntas 01 e 02 foram soldadas com distância focal constante (-0,5mm) e as juntas 03 e 04 com velocidade de soldagem constante (0,6m/min). Os parâmetros de soldagem podem ser observados na Tabelas 3.4 e 3.5. Tabela 3.4 Parâmetros da soldagem autógena a laser. Potência (W) 3300 Máquina de Soldagem Trulaser Robot 5020 Laser Sólido (Nd: YAG) Condução Diâmetro (mm) Fibra Óptica 1,0 Gás de Assistência Argônio Tabela 3.5 Parâmetros usados na soldagem a laser das juntas. Junta Parâmetro Velocidade (m/min) 1,0 0,2 0,6 0,6 Distância Focal (mm) -0,5-0,5-1,0 0,5 49

51 Análise das Tensões Residuais A análise das tensões residuais foi realizada no Laboratório de Análise de Tensões LAT, do Departamento de Engenharia Mecânica da UFF, utilizando o analisador de tensões Xstress3000 (Figura 3.3). (a) (b) (c) Figura 3.3 (a) Analisador de tensões Xstress3000; (b) e (c) detalhamento do sistema de medição. 50

52 As tensões residuais foram analisadas nas juntas soldadas a laser, para verificação do nível de tensões gerado pelo processo de soldagem e, posteriormente, foi analisado o comportamento das tensões residuais antes e após ensaios de dobramento. Cada ensaio realizado no laboratório englobou a medição das tensões em dois locais no cordão de solda, no sentido longitudinal (L) e transversal (T) ao cordão de solda, conforme ilustrado na Figura 3.4. (a) (b) Pontos de medição σ longitudinal σ transversal Figura 3.4 (a) e (b) Corpos de prova antes e após dobramento; (c) Representação (c) esquemática dos pontos de medição. O equipamento para medição das tensões residuais superficiais, adquirido através da Rede de Materiais/Petrobras/TMEC, possui precisão de aproximadamente 15MPa e utiliza o princípio da difração de raios-x pelo método do sen 2 ψ. 51

53 A equação utilizada neste equipamento é demonstrada da seguinte maneira: ao variarmos a distância interplanar, obtemos uma variação do ângulo de difração. Sendo assim, ao diferenciarmos a Lei de Bragg (equação 3.1), obtemos: d d = cot gθ θ ( 3.1) Desta equação podemos extrair que: ε ( ϕ ψ ) ( d d ) ( θ θ ) ϕ, ψ o, = = cotgθo ϕ, ψ o ( 3.2) do Onde d o e θ o são os valores para o estado sem tensão. Se mantivermos fixo o ângulo φ, e determinarmos a diferença entre as deformações em duas direções diferentes, segundo o ângulo ψ, teremos: ε ( ϕ ψ ) ε ( ϕ, ψ ) = gθ ( θ ϕ θ ), 2 1 cot o, ψ ψ 2 ϕ, 1 ( 3.3) Podemos ainda reescrever o primeiro membro da equação 3.2, também em função da diferença entre as deformações em duas direções diferentes: ε ( ϕ, ψ ) ε ( ϕ, ψ ) 2 1 = 2 2 ( 1+ µ ) σ ( ψ sen ψ ) ϕ sen 2 1 E ( 3.4) 52

54 Substituindo-se o primeiro membro da equação 3.4 pelo segundo membro da equação 3.3, obtemos a equação utilizada no equipamento portátil de medição de tensões residuais: ( + µ ) ( θϕ, ψ θ, ) 2 ϕ ψ1 2 2 ( sen ψ sen ) E σ ϕ = cotgθo ( 3.5) 1 ψ 2 1 Esta equação seria válida para quaisquer variações de ψ 1 e ψ 2 que impusermos ao equipamento. Podemos observar, através da equação 3.5, que a tensão residual existente no material é diretamente proporcional à derivada de 2θ, em função de sen 2 ψ. Sendo assim, é feita uma representação gráfica dos vários ângulos 2θ medidos, tendo sen 2 ψ como abcissa. A função que se ajusta aos pontos representados neste gráfico será linear de primeira ordem, onde seu declive fornecerá o estado de tensão da amostra: tração, compressão ou relaxação (Figura 3.5). Figura 3.5 Estado de tensão do material em função do declive da curva 2θ x sen 2 ψ. 53

55 Análise Microestrutural A análise microestrutural foi realizada no Laboratório de Metalografia e Tratamentos Térmicos - LABMETT, do Departamento de Engenharia Mecânica da UFF, utilizando o microscópio ótico Zeiss Neophot 32 (Figura 3.6). Figura 3.6 Microscópio ótico Zeiss Neophot 32. Para preparação da amostra, foram utilizadas lixas 100, 200, 300, 400, 500, 600 e 1200, deixando a superfície plana e polida. Depois de lixada, a amostra foi submetida a uma limpeza ultrassônica, para retirar possíveis resíduos gerados durante o lixamento. No polimento, foi utilizada alumina. A fim de revelar a microestrutura, a amostra foi atacada com Nital 2%. Após o ataque, foi analisada no microscópio ótico, com sistema de aquisição de imagem, para identificação das fases presentes no material. A análise por microscopia eletrônica de varredura (MEV) foi realizada em um equipamento da marca JEOL, modelo JSM6460LV, equipado com EDS, do PEMM/COPPE/UFRJ. 54

56 Ensaios Mecânicos Os corpos de prova foram confeccionados conforme a norma ASTM A Ensaio de Tração Os ensaios de tração foram realizados no Laboratório de Ensaios Mecânicos do Instituto Militar de Engenharia, utilizando a máquina EMIC DL10000 (Figura 3.7). Figura 3.7 Máquina de tração EMIC DL Os ensaios foram feitos sob carregamento quase estático com célula de carga de 100KN e extensômetro eletrônico na máquina, servo-hidráulica e automatizada. Os gráficos tensão vs. deformação foram plotados no programa Origin com tratamento dos dados obtidos das curvas carga vs. deslocamento, geradas durante os ensaios Tenacidade ao Impacto Os ensaios de tenacidade Charpy foram realizados no Laboratório de Ensaios Mecânicos - LEM, do Departamento de Engenharia Mecânica da UFF, utilizando a 55

57 máquina Heckert, com martelo pendular e capacidade de 300J. A Figura 3.8 mostra o desenho esquemático com as dimensões dos corpos de prova de impacto. Figura 3.8 Dimensões do corpo de prova Charpy Ensaios de Dobramento Os ensaios de dobramento foram realizados conforme a norma ASTM E 290 (ASTM, 2009), no Laboratório de Ensaios Mecânicos LEM/UFF, utilizando a máquina universal de ensaios mecânicos (Figura 3.9). Figura 3.9 Máquina universal de ensaios mecânicos. 56

58 Ensaios de Microdureza Os ensaios de microdureza Vickers foram realizados no Laboratório de Metalografia e Tratamentos Térmicos LABMETT/UFF, utilizando o microdurômetro digital Time Group HVS-1000 (Figura 3.10). Figura 3.10 Microdurômetro digital Time Group HVS As amostras foram preparadas por lixamento usando lixas 100, 200, 300, 400, 500, 600 e 1200 para obtenção de superfície plana e polida. Durante os ensaios, foram aplicadas cargas de 2,94N por 15s para cada identação. 57

59 Capítulo 4 4. Resultados e Discussões Neste Capítulo os resultados experimentais obtidos são apresentados e discutidos. Eles consistem da análise das tensões residuais geradas no processo de soldagem a laser e da caracterização das propriedades mecânicas e microestruturais das juntas obtidas Análise das Tensões Residuais após a Soldagem Após a soldagem a laser das quatro juntas, nomeadas 01, 02, 03 e 04, as tensões residuais superficiais foram medidas por difração de raios-x, na região central do cordão de solda, tanto no topo (A) quanto na raiz (B) e em duas direções, longitudinal e transversal ao cordão de solda. Os resultados estão apresentados na Tabela 4.1 e nas Figuras 4.1 e 4.2. Tabela 4.1 Tensões residuais superficiais das juntas soldadas. Junta Tensão Residual (MPa) Longitudinal Transversal A - Topo B - Raiz A - Topo B - Raiz

60 350 Topo Longitudinal Transversal 300 Tensão Residual (MPa) Junta Figura 4.1 Tensões residuais no topo das juntas. 350 Raiz Longitudinal Transversal Tensão Residual (MPa) Junta Figura 4.2 Tensões residuais na raiz das juntas. 59

61 Observando a Tabela 4.1 é possível perceber que as tensões residuais longitudinais são consideravelmente mais elevadas do que as transversais, tanto no topo quanto na raiz das juntas (com exceção da junta 02, que teve comportamento atípico), o que está coerente com a literatura e com os resultados usuais obtidos em outros processos de soldagem. Entretanto, considerando que todas as tensões residuais são trativas, elas podem se somar aos carregamentos em serviço e, dependendo da magnitude destes carregamentos, podem atingir o limite de resistência do material (~ 600MPa). Apesar dos parâmetros de velocidade e foco terem variado, nota-se que, para todas as amostras as tensões residuais no sentido longitudinal se mantiveram relativamente homogêneas entre si o que também ocorreu na direção transversal em três amostras, porém, uma delas apresentou níveis de tensão completamente diferentes (média de 280MPa) Microscopia Óptica Através da análise microestrutural, realizada por microscopia óptica, foi confirmado que o metal de base é constituído por ilhas de martensita dispersas na matriz ferrítica (poligonal), como esperado (Figura 4.3). 60

62 Figura 4.3 Microestrutura do metal de base. Entretanto, a microestrutura bifásica e equilibrada do MB foi modificada pelo processo de soldagem, apresentando uma ZTA constituída, predominantemente, por ferrita poligonal, conforme mostra a Figura 4.4. Figura 4.4 Microestrutura da ZTA de ferrita poligonal de grãos finos. 61

63 Na zona fundida, a microestrutura original bifásica torna-se completamente ferrítica, sendo composta por ferrita poligonal, ferrita acicular e ferrita de segunda fase alinhada (Figura 4.5). Figura 4.5 Microestrutura ferrítica da zona fundida Caracterização das Propriedades Mecânicas Resistência Mecânica Na Figura 4.6 estão apresentados os resultados dos ensaios de tração do metal de base, apresentando uma média de 330MPa de limite de escoamento e 550MPa de limite de resistência. 62

64 Figura 4.6 Curvas tensão vs. deformação do metal de base. As Figuras 4.7 e 4.8 mostram os resultados dos ensaios de tração realizados nos corpos de prova (juntas 03 e 04, respectivamente). Após os ensaios, as superfícies de fratura dos corpos de prova foram analisadas por microscopia eletrônica de varredura (MEV) para verificação do modo de fratura. Analisando as Figuras 4.7 e 4.8 é possível perceber claramente a provável influência da distância focal no comportamento mecânico das juntas. A junta 04, onde foi utilizado distância focal de 0,5mm, apresentou menor ductilidade em três dos cinco corpos de prova ensaiados em comparação com a junta 03, soldada com distância focal de -1,0mm, que teve comportamento mecânico à tração homogêneo. Outra particularidade observada nas curvas obtidas nos ensaios de tração foi a provável presença de patamares de escoamento descontínuo em todas as condições analisadas. 63

65 Junta 03 CP A CP B CP C CP D CP E Tensão (MPa) Deformação (%) Figura 4.7 Curvas tensão vs. deformação da junta soldada Junta 04 CP A CP B CP C CP D CP E Tensão (MPa) Deformação (%) Figura 4.8 Curvas tensão vs. deformação da junta soldada

66 Tenacidade ao Impacto Na Tabela 4.2 estão apresentados os resultados obtidos nos ensaios de tenacidade ao impacto Charpy (juntas 03 e 04), onde se pode perceber que a energia absorvida em todos os corpos de prova (cps) apresenta grande similaridade, enquanto que a expansão lateral de todos os cps testados foi a mesma (60%). Após os ensaios, as superfícies de fratura dos corpos de prova também foram analisadas por microscopia eletrônica de varredura (MEV) para verificação do modo de fratura. Tabela 4.2 Tenacidade ao impacto das juntas soldadas. Energia Absorvida (J) Expansão Lateral (%) Corpo de prova Junta 03 Junta 04 Junta 03 Junta 04 A 32,0 31, B 32,0 33, C 28,5 31, Média 30,8 31, Ductilidade Os ensaios de dobramento foram realizados em corpos de prova das juntas 01 e 02, para verificar a influência da velocidade de soldagem na ductilidade do material, usando velocidades de 1,0 e 0,2m/s, respectivamente. Após os ensaios dos 3 corpos de prova de cada junta, os mesmos foram inspecionados visualmente e não apresentaram descontinuidades. A Tabela 4.3 apresenta os valores experimentais dos raios, inicial e final, e do retorno elástico após o ensaio. 65

67 Tabela 4.3 Retorno elástico experimental. CP Raio inicial (mm) Raio final (mm) Retorno Elástico Experimental (mm) 1A 49,5 52,05 2,55 1B 49,2 51,80 2,60 1C 49,6 51,85 2,25 Retorno elástico experimental médio: junta 01 2,47 2A 49,45 51,20 1,75 2B 49,45 51,30 1,85 2C 49,55 51,40 1,85 Retorno elástico experimental médio: junta 02 1,82 O valor do raio inicial (r i ) medido experimentalmente antes do descarregamento foi validado através da equação de Romanóvscky, Equação (4.1) e Figura 4.9, possibilitando calcular o retorno elástico teórico, ou efeito mola. r i rf = σ E LE rf h ( 4.1) Figura 4.9 Efeito mola no ensaio de dobramento. 66

68 Para o cálculo do raio teórico inicial foi considerado o valor do raio final (r f ), medido após o descarregamento, o limite de escoamento do material, σ LE = 330MPa, o módulo de elasticidade, E = 210GPa e a espessura do material, h = 4mm. Os valores calculados podem ser observados na Tabela 4.4. Tabela 4.4 Retorno elástico teórico. CP Raio inicial (mm) Raio final (mm) Retorno elástico teórico (mm) 1A 49,04 52,05 3,01 1B 48,82 51,80 2,98 1C 48,86 51,85 2,99 Retorno elástico teórico médio: junta 01 2,99 2A 48,29 51,20 2,91 2B 48,38 51,30 2,92 2C 48,46 51,40 2,94 Retorno elástico teórico médio: junta 02 2,92 Ao comparar os resultados experimentais e teóricos do retorno elástico obtidos nos ensaios de dobramento é possível perceber que os valores teóricos (Tabela 4.3) são maiores do que os obtidos experimentalmente (Tabela 4.4). É possível observar também que os resultados dos corpos de prova da junta soldada 01 são mais elevados do que os da junta soldada 02, onde percebe-se que a maior velocidade originou o maior retorno elástico. Análises das tensões residuais foram feitas nos corpos de prova de dobramento, antes e após os ensaios, no centro e na extremidade dos cordões de solda, no lado côncavo dos corpos de prova, nas direções Longitudinal (L) e Transversal (T) ao cordão de solda, conforme mostrado na Figura 3.4, a fim de verificar o comportamento das tensões após a 67

69 deformação provocada pelo dobramento do material. Todos os corpos de prova apresentaram um aumento das tensões compressivas após o ensaio, conforme pode ser visto na Tabela 4.5 e nas Figuras 4.10 a Tabela 4.5 Tensões residuais antes e após o dobramento. Junta 1 2 Local Centro Extrem. Centro Extrem. Corpo de Prova Antes do dobramento Tensões Residuais (MPa) Após o dobramento T (0º) L (90º) T (0º) L (90º) A B C A B C A B C A B C

70 Antes do dobramento - transversal ao cordão de solda Tensão Residual (MPa) C 2C 1E 2E Junta A B C Figura 4.10 Tensões residuais antes do dobramento transversal. Antes do dobramento - longitudinal ao cordão de solda Tensão Residual (MPa) C 2C 1E 2E Junta A B C Figura 4.11 Tensões residuais antes do dobramento longitudinal. 69

71 Tensão Residual (MPa) Após dobramento - transversal ao cordão de solda C 2C 1E 2E Junta A B C Figura 4.12 Tensões residuais após dobramento transversal. Após dobramento - longitudinal ao cordão de solda Tensão Residual (MPa) C 2C 1E 2E Junta A B C Figura 4.13 Tensões residuais após dobramento longitudinal. 70

72 O comportamento das tensões residuais superficiais, observado após o dobramento, tanto no centro, quanto na extremidade dos corpos de prova, e em ambas as direções analisadas, foi de aumento das tensões compressivas, alcançando valores de até 300MPa após a conformação. Estes resultados estão coerentes com os perfis de tensões residuais mostrados por Wang & Gong (2008) e por Thiago (2011), onde o estado de tensão compressivo é resultado das superfícies tracionadas plasticamente. Analisando as Figuras 4.12 e 4.13 é possível também depreender que as tensões na direção transversal ao cordão (longitudinal ao corpo de prova) são as que apresentaram maiores magnitudes, o que também está compatível com os perfis apresentados por Wang & Gong (2008) Microdureza Os resultados obtidos nos ensaios de microdureza Vickers (HV) estão apresentados nas Figuras 4.14 e 4.15, referentes às juntas soldadas a laser 03 e Junta 03 Microdureza Vickers (HV) Distância em relação ao cordão de solda (mm) Figura 4.14 Microdureza Vickers da junta 03 (v= 0,6 m/s e Df = -1mm). 71

73 Analisando a Figura 4.14, percebe-se que em toda a região que abrange a zona fundida (ZF) e a zona termicamente afetada (ZTA) a microdureza é máxima, atingindo valores de até 265HV, superiores em cerca de 60HV à dureza apresentada pelo metal de base (MB) Junta 04 Microdureza Vickers (HV) Distância em relação ao cordão de solda (mm) Figura 4.15 Microdureza Vickers da junta 04 (v= 0,6 m/s e Df = 0,5mm). A Figura 4.15 apresenta o perfil da microdureza da junta 04, que foi soldada com a mesma velocidade da junta 03, tendo, entretanto, uma distância focal (Df) diferente do empregado na soldagem da junta 03, e igual a 0,5mm. A análise deste perfil mostra a provável influência dos diferentes parâmetros empregados, pois a dureza máxima na ZF e na ZTA não ultrapassa os 250HV, enquanto que o MB na vizinhança da junta apresenta dureza relativamente maior do que a junta 03 (~220HV). 72

74 A Tabela 4.6 mostra os valores de microdureza Vickers encontrados em cada ponto analisado e a região correspondente ao ponto de medição. Tabela 4.6 Resultados das análises de microdureza Vickers. Distância em relação ao centro do cordão de solda (mm) Microdureza Vickers (HV) Junta 03 Junta 04 Região -4,0 204,8 208,9 Metal de base -3,5 202,4 210,3 Metal de base -3,0 204,8 209,8 ZTA -2,5 207,8 206,8 ZTA -2,0 231,2 219,3 ZTA -1,5 261,5 228,8 ZTA -1,0 236,5 234,1 Metal de solda -0,5 264,4 242,1 Metal de solda 0,0 266,6 249,9 Metal de solda 0,5 247,9 248,6 Metal de solda 1,0 255,3 250,5 Metal de solda 1,5 240,9 239,0 ZTA 2, ,8 ZTA 2,5 212,4 209,8 ZTA 3,0 205,3 210,8 Metal de base 3,5 208,8 211,8 Metal de base 73

75 Analisando a Tabela 4.6, bem como os perfis de microdureza apresentados nas Figuras 4.14 e 4.15, é possível perceber na ZTA a presença de uma zona macia, que também foi reportada por Farabi et al (2010), que estudaram juntas soldadas a laser do aço DP600. Esta zona macia apresenta uma microdureza de aproximadamente 205MPa, que é ligeiramente inferior ao metal de base (~210MPa), o que deve estar relacionado com a alteração da microestrutura de ferrita com ilhas de martensita presente no MB para ferrita poligonal na ZTA Microscopia Eletrônica de Varredura As superfícies de fratura, dos corpos de prova de tração e de impacto Charpy das juntas soldadas, foram analisadas por microscopia eletrônica de varredura (MEV), conforme as Figuras 4.16 a 4.24, mostrando que o modo de fratura das juntas de aço DP600 soldadas a laser foi dúctil. As Figuras 4.16 e 4.17 apresentam a micrografia da região central da fratura do corpo de prova de tração 3A com diferentes aumentos. Na Figura 4.17 é possível observar dois precipitados que foram analisados por EDS (Figura 4.18). 74

76 Figura 4.16 Região central da fratura do cp de tração 3A com aumento de 400x. Figura 4.17 Região central da fratura do cp de tração 3A com aumento de 2.500x. 75

77 Os dois precipitados mostrados na Figura 4.17, foram analisados por EDS (Figura 4.18), que não revelou a presença de elementos químicos estranhos ao aço DP600. (a) (b) Figura 4.18 EDS dos precipitados 1 e 2 mostrados na Figura

78 Na Figura 4.19 é apresentada uma imagem ampliada da superfície de fratura do corpo de prova 03A, junta soldada com distância focal de -1,0mm e velocidade de 0,6m/s. Figura 4.19 Imagem ampliada da superfície de fratura do corpo de prova de tração 3A. As Figuras 4.20 e 4.21 apresentam a micrografia da região central da fratura do corpo de prova de tração 4A com diferentes aumentos. Na Figura 4.21 é possível observar o precipitado que foi analisado por EDS (Figura 4.22). 77

79 Figura 4.20 Região central da fratura do cp de tração 4A com aumento de 400x. Figura 4.21 Região central da fratura do cp de tração 4A com aumento de 2.500x. 78

80 A Figura 4.22 apresenta a análise por EDS do precipitado mostrado na Figura 4.21, revelando a presença de alumínio, cujo percentual na composição química do aço DP600 é 0,04%. Figura 4.22 EDS do precipitado mostrado na Figura A Figura 4.23 apresenta uma imagem ampliada da superfície de fratura do corpo de prova 04A, junta soldada com distância focal de 0,5mm e velocidade de 0,6m/s, que não mostra nenhuma particularidade com relação à junta

81 Figura 4.23 Imagem ampliada da fratura do corpo de prova de tração 4A. As superfícies de fratura dos corpos de prova Charpy das juntas 03 e 04 foram analisadas por MEV e as micrografias estão apresentadas na Figura

82 (a) (b) Figura 4.24 Micrografias das superfícies de fraturas dos corpos de prova de impacto: (a) junta 03; (b) junta