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UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS
CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS
INCREMENTO DE RESISTÊNCIA MECÂNICA EM TITÂNIO
COMERCIALMENTE PURO POR EXTRUSÃO EM CANAL ANGULAR –
APLICAÇÃO EM IMPLANTES ORTOPÉDICOS.
Anibal de Andrade Mendes Filho
São Carlos
2010
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ii
UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS
CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS
INCREMENTO DE RESISTÊNCIA MECÂNICA EM TITÂNIO
COMERCIALMENTE PURO POR EXTRUSÃO EM CANAL ANGULAR –
APLICAÇÃO EM IMPLANTES ORTOPÉDICOS.
Anibal de Andrade Medes Filho
Dissertação apresentada ao
Programa de Pós-Graduação em Ciência
e Engenharia de Materiais como requisito
parcial à obtenção do título de MESTRE
EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
Orientador: Dr. Maurizio Ferrante
Co-orientador: Dr. Vitor Luiz Sordi
Agência Financiadora: CNPQ
São Carlos
2010
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VITAE DO CANDIDATO
Bacharel em Física pela Universidade Federal de São Carlos – UFSCar
(2008)
i
MEMBROS DA BANCA EXAMINADORA DA DISSERTAÇÃO DE MESTRADO DE
ANIBAL DE ANDRADE MENDES FILHO
APRESENTADA AO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS, DA UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO
CARLOS, EM 30 DE NOVEMBRO DE 2010.
BANCA EXAMINADORA:
PROF. Dr. VITOR LUIZ SORDI
CO-ORIENTADOR
PPG-CEM/UFSCar
PROF. Dr. CLAUDEMIRO BOLFARINI
PPG-CEM/UFSCar
PROF. Dr. DIRCEU SPINELLI
EESC-USP
ii
AGRADECIMENTOS
Ao Prof. Dr. Maurizio Ferrante e ao Prof. Dr. Vitor Sordi pela orientação, pelo
incentivo, aprendizado e amizade.
À Érika pela amizade, assistência e companheirismo em todas as etapas deste
trabalho.
À Andréa pelas informações, conhecimentos passados e auxílio nos trabalhos
de microscopia eletrônica.
Ao Gustavo pela amizade, assistência e contribuição indispensável na parte
experimental desse trabalho.
Ao Carlos pela colaboração com os trabalhos de corrosão.
Ao Prof. Dr. José Benaque Rubert pela colaboração com os trabalhos de
simulação numérica.
Aos técnicos do DEMa – em especial ao José Luiz pelo apoio e paciência
durante os ensaios mecânicos e a deformação ECA.
À minha família pelo apoio incondicional.
À Ariéle pelo carinho, paciência, compreensão e cumplicidade que tornou tudo
mais fácil.
Ao CNPQ e à FAPESP pelo apoio financeiro.
iii
RESUMO
A Extrusão em Canal Angular (ECA) é um dos métodos mais conhecidos
de Deformação Plástica Severa (DPS), e pode ser aplicada a uma variedade
de metais e ligas com o objetivo de obter grãos ultrafinos e boas propriedades
mecânicas e físicas. A literatura recente mostra um intenso e crescente
interesse pelos aspectos fundamentais da DPS, envolvendo os mecanismos de
geração de grãos ultrafinos e os que explicam os elevados níveis de resistência
mecânica observados. Os materiais mais estudados em DPS-ECA são o Al e
suas ligas, Cu e Ti, este último com importantes aplicações em implantes
ortopédicos. A tendência atual em pesquisa e desenvolvimento de ligas de Ti
para aplicações biomédicas é o desenvolvimento de ligas com baixo módulo
elástico, livres de elementos de liga tóxicos e alérgicos quais Al e V, e
mantendo as boas propriedades mecânicas da liga Ti-6Al-4V. O presente
projeto tem como objetivo principal aumentar a resistência mecânica do Ti
comercialmente puro, aproximando-a daquela da liga Ti-6Al-4V, com vantagens
quanto ao custo e dispensando os elementos Al e V. Amostras de Ti
comercialmente puro (grau 2), com diâmetro de 10 mm e comprimento de 70
mm foram submetidas a até quatro passes ECA na temperatura de 300º C e a
um passe na temperatura ambiente. Após o último passe, as amostras foram
laminadas a frio com reduções de espessura de até 70%. A matriz ECA tem
um ângulo de 120º entre os canais, impondo uma deformação equivalente igual
a 0,67 por passe. Dada a dificuldade de se deformar o Ti pelo processo ECA
considerou-se oportuno estudar a influência dos parâmetros geométricos da
matriz, em outras palavras, otimizar o projeto desta, com o objetivo de se obter
as melhores condições de processamento e a maior qualidade possível do Ti
deformado. Para isso foi realizado um programa experimental separado,
utilizando liga Pb-62%Sn, no qual uma matriz especialmente construída
permitia a variação sistemática da geometria dos canais; com esses resultados
foi construída uma matriz otimizada que possibilitou a prensagem do Ti. Em
seqüência, dos experimentos de DPS concluiu-se que a laminação é mais
efetiva no aumento de resistência mecânica que o processo ECA; no entanto, a
perda de ductilidade é mais acentuada. A melhor combinação de resistência
iv
mecânica e ductilidade foi observada na amostra que submetida a quatro
passes ECA mais 70% de redução em laminação a frio. Finalmente, o
comportamento anódico convencional do Ti CP2 recozido não foi alterado pela
DPS, e os requisitos de susceptibilidade a corrosão, limite de torque e ângulo
de ruptura do Ti submetido à DPS são suficientes para a fabricação de
parafusos para implantes conforme a ASTM F543.
v
vi
INCREASING MECHANICAL STRENGTH OF COMMERCIALLY PURE
TITANIUM BY EQUAL CHANNEL ANGULAR PRESSING - APPLICATION IN
ORTHOPAEDIC IMPLANTS
ABSTRACT
Equal Channel Angular Pressing (ECAP) is one of the most employed
methods of Severe Plastic Deformation (SPD); it can be applied to a variety of
metals and alloys in order to obtain ultrafine grains and good mechanical and
physical properties. The recent literature shows intense and growing interest in
some fundamental aspects of SPD techniques, viz., the generation of ultrafine
grains and the mechanisms underlying the high levels of strength
observed. Aluminium and its alloys, Cu and Ti are the most employed materials
in SPD-ECAP studies, with Ti being seriously considered for orthopedic
implants. The current trend in research and development of Ti alloys for
biomedical applications is the development of alloys with low elastic modulus,
free of toxic and allergic elements such as Al and V, while maintaining the good
mechanical properties of Ti-6Al-4V. The objective of the present work is to
upgrade the mechanical strength of commercially pure Ti, bringing it close to
that of Ti-6Al-4V, adding cost advantages and making without the harmful
elements Al and V. In the present work samples of commercially pure Grade 2
Ti were subjected to up to four ECAP passes at 300°C and a single pass at
room temperature in a 120
o
die. After the final pass, samples were rolled at
room temperature with thickness reduction equal to 70%. Since Ti is a difficult
material to be processed by ECAP it was found appropriate to study the
influence of geometric parameters on the die performance, in other words, to
optimize its design in order to obtain the best processing conditions and a
product of the highest possible quality. Thus, a separated experimental program
was carried out employing a Pb-62%Sn alloy; deformation took place in a
specially constructed ECAP die which allowed systematic variation of the
channels´ geometry. With these results an optimal die was constructed. In
sequence, from the DPS experiments it was concluded that cold rolling is more
effective to increase mechanical strength than ECAP, although ductility loss
was more pronounced. The best combination of strength and ductility was
observed in the sample that combined four ECAP passes with a 70% reduction
vii
in rolling. Finally, the anodic behavior of conventional annealed Ti CP2 was not
changed by the SPD and the requirements for susceptibility to corrosion,
maximum torque and angle of rupture of DPS processed Ti were found to be
sufficient for the production of metallic bone screws according to ASTM F543.
viii
PUBLICAÇÕES
SORDI, V. L. ; MENDES FILHO, A. A. ; RUBERT, J.B. ; FERRANTE, M.
A Influência Da Geometria Da Matriz De Deformação Em Canal Angular (ECA)
Na Intensidade E Homogeneidade Da Deformação. Anais do 18
o
Congresso
Brasileiro de Engenharia e Ciência dos Materiais- CBECIMat, Porto de
Galinhas – PE, 2008.
MENDES FILHO, A. A.; SORDI, V.L.; RUBERT, J.B.; FERRANTE, M.
The Influence of ECAP Die Channel Geometry on Shear Strain and
Deformation Uniformity. Materials Science Forum, v. 584 - 586, p. 145-150,
2008.
MENDES FILHO, A. A. ; KLIAUGA, A. M. ; SORDI V. L. ; FERRANTE M.
. The effect of equal channel angular pressing on the tensile properties and
microstructure of two medical implant materials: F-138 austenitic and grade 2
Ti.. Journal of Physics. Conference Series (Online), 2010
MENDES FILHO, A. A. ; ROVERE, C.A. ; KURI, S. E. ; SORDI, V. L. ;
FERRANTE, M. . A General Study Of Commercially Pure Ti Subjected To
Severe Plastic Deformation: Microstructure, Strength And Corrosion
Resistance. Revista Matéria, v. 15, n. 2, pp. 286 – 292, 2010.
KAWASAKI, M.; MENDES FILHO, A. A. SORDI, V. L.; FERRANTE, M.;
LANGDON T.G. Achieving superplastic properties in a Pb–Sn eutectic alloy
processed by equal-channel angular pressing. Journal of Materials Science,
v. 45, 2010.
MENDES FILHO, A. A. ; ROVERE, C.A. ; SORDI, V. L. ; FERRANTE, M.
IMPLANTES DE Ti: EFEITOS DA DEFORMAÇÃO ECA NAS PROPRIEDADES
RELEVANTES À APLICAÇÃO. . Anais do 19
o
Congresso Brasileiro de
Engenharia e Ciência dos Materiais-CBECIMaT, Campos do Jordão-SP,
2010. (em impressão).
ix
MENDES FILHO, A. A.; SORDI, V.L.; FERRANTE, M. Optimization of
Tensile Strength and Ductility of Grade 2 Ti, Conditioned by Severe Plastic
Deformation. Aceito para apresentação e Anais: 4th International
Conference on Nanomaterials by Severe Plastic Deformation, Nanjing,
China, 2011.
x
ÍNDICE DE ASSUNTOS
BANCA EXAMINADORA ......................................................................... i
AGRADECIMENTOS .............................................................................. ii
RESUMO ................................................................................................ iii
ABSTRACT ............................................................................................ vi
PUBLICAÇÕES .................................................................................... viii
ÍNDICE DE ASSUNTOS .......................................................................... x
ÍNDICE DE TABELAS .......................................................................... xiii
ÍNDICE DE FIGURAS ............................................................................ xv
SÍMBOLOS E ABREVIAÇÕES ............................................................. xx
1 INTRODUÇÃO ................................................................................. 1
2 OBJETIVO ....................................................................................... 4
3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ............................................................ 5
3.1 Deformação plástica ..................................................................... 5
3.1.1 Deformação plástica em metais hexagonais ......................... 9
3.1.2 Microestrutura de materiais deformados ............................. 11
3.2 Tamanho de grão e resistência mecânica .................................. 16
3.3 Recuperação, recristalização e crescimento de grão ................. 18
3.4 DPS e grãos ultrafinos. ............................................................... 19
3.5 Extrusão em canal angular ......................................................... 21
3.5.1 Deformação imposta em ECA ............................................. 23
3.5.2 Rotas de Processamento..................................................... 25
3.5.3 Homogeneidade da deformação ECA ................................. 30
3.5.4 Carga, velocidade e temperatura de prensagem ................. 32
3.6 Aplicações ECA .......................................................................... 35
xi
3.7 Ti como material para implantes ................................................. 38
3.8 O metal Ti ................................................................................... 40
3.9 Deformação ECA de Ti e suas ligas ........................................... 42
3.10 Parafusos de Ti para implantes .................................................. 43
4 MATERIAIS E MÉTODOS ............................................................. 46
4.1 Projeto e construção de matrizes protótipos ............................... 48
4.2 Medidas de homogeneidade e grau de deformação ................... 49
4.3 Deformação ECA Ti .................................................................... 51
4.3.1 Materiais e Amostras ........................................................... 51
4.3.2 Tratamento térmico pré-deformação ................................... 52
4.3.3 Deformação ECA ................................................................. 52
4.3.4 Laminação ........................................................................... 53
4.3.5 Dureza e propriedades de tração ........................................ 53
4.3.6 Microestrutura ...................................................................... 54
4.3.7 Corrosão .............................................................................. 56
4.3.8 Ensaios de torção ................................................................ 57
5 RESULTADOS E DISCUSSÃO ..................................................... 57
5.1 Grau e homogeneidade de deformação ..................................... 57
5.2 ECA em Ti................................................................................... 67
5.3 Operacionalidade do processo e dificuldades envolvidas na
prensagem do Ti. .......................................................................................... 68
5.4 Comportamento mecânico do Ti deformado ............................... 71
5.5 Microestrutura ............................................................................. 83
5.6 Corrosão ..................................................................................... 85
5.7 Ensaios de torção ....................................................................... 86
6 CONCLUSÕES .............................................................................. 91
7 SUGESTÕES PARA PRÓXIMOS TRABALHOS .......................... 92
xii
8 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS .............................................. 92
xiii
ÍNDICE DE TABELAS
Tabela 3.1. Relação c/a para alguns metais HC [ 16] ....................................... 10
Tabela 3.2. Valores de EDE e estrutura cristalina de alguns metais [ 19]. ........ 13
Tabela 3.3. Valores de k
y,
constante pré exponencial
da equação de Hall-Petch
[ 16]. .................................................................................................................. 18
Tabela 3.4. Principais processos de DPS ........................................................ 20
Tabela 3.5. Propriedades mecânicas de materiais sintéticos e de osso .......... 39
Tabela 3.6. Vantagens e desvantagens dos três materiais metálicos
normalmente utilizados: ................................................................................... 39
Tabela 3.7. Composição e valores de tensão de escoamento e alongamento
das principais ligas de Ti .................................................................................. 41
Tabela 3.8. Dimensões para parafusos padronizados pela F543 [ 12] e
requisitos mínimos para aplicação. .................................................................. 45
Tabela 4.1. Nomenclatura e condições das amostras ...................................... 48
Tabela 4.2 Possíveis combinações de R e r da matriz protótipo ...................... 49
Tabela 4.3 Composição química do material utilizado* .................................... 52
Tabela 4.4. Composição do reagente Kroll e procedimento de ataque químico.
......................................................................................................................... 54
Tabela 5.1 Graus de deformação calculados através da previsão teórica
apresentada na equação 3.7 (γ*), e respectivo ângulo de distorção da malha de
referência (γ), em graus. ................................................................................... 58
Tabela 5.2. Comparação dos níveis de deformação obtidos pela equação (3.7),
simulação física e simulação por EF, e valores de homogeneidade de
deformação. ..................................................................................................... 59
Tabela 5.3 Medidas de γ para diferentes combinações de R e r. ..................... 64
Tabela 5.4 Dados de tração do Ti CP2 em diferentes condições de
processamento. ................................................................................................ 76
Tabela 5.5 Valores de LT e AR obtidos no ensaio de torção ........................... 89
xiv
xv
ÍNDICE DE FIGURAS
Figura 1.1 Distribuição da natureza do material de estudo nos 175 trabalhos de
DPS apresentados no Congresso NanoSPD4 em Goslar. ................................. 2
Figura 1.2 Resistência mecânica e ductilidade de metais nanoestruturados
comparadas com metais de tamanho de grão grosseiro [ 3]. .............................. 3
Figura 3.1. Esquema para cálculo da tensão crítica resolvida ........................... 6
Figura 3.2. Esquematização de curvas tensão-deformação para um corpo
idealmente plástico (linha pontilhada, n=0) e para outro exibindo endurecimento
por deformação (linha cheia). ............................................................................. 9
Figura 3.3. Esquema do arranjo plano de discordâncias homogeneamente
distribuídas em grão encruado. ........................................................................ 11
Figura 3.4. Esquema do arranjo em células de discordâncias
heterogeneamente distribuídas em grão encruado. ......................................... 12
Figura 3.5. Tensão de escoamento em função da raiz quadrada da soma das
impurezas para os quatro Graus de Ti CP [ 24]. ............................................... 14
Figura 3.6. Limite de resistência e alongamento para os quatro Graus de Ti CP
[ 24]. .................................................................................................................. 15
Figura 3.7. Relação entre limite de escoamento e inverso da raiz quadrada do
tamanho de grão, reportada por diferentes autores para amostras de Cu puro
com tamanhos de grão decrescentes, indo de micrométricos a nanométricos
[ 27]. .................................................................................................................. 17
Figura 3.8. Em (a), Diagrama esquemático da configuração da matriz utilizada
no processo de ECA. O sistema de coordenadas XYZ mostrado na figura é o
mais comumente utilizado para identificação dos planos da amostra. Em (b),
visualização 2-D do canal mostrando o ângulo de distorção γ. ........................ 22
Figura 3.9. Deformação equivalente para diferentes ângulos Φ e Ψ do canal de
deformação [ 34]. .............................................................................................. 24
Figura 3.10. As quatro rotas de deformação possíveis em ECA [ 37]. .............. 26
Figura 3.11. Sistemas de escorregamento visualizados nos planos X, Y e Z
para passes consecutivos utilizando as rotas A, B
A
, B
C
e C [ 38]. .................... 27
Figura 3.12. Distorções introduzidas em um elemento cúbico quando
observado nos planos X,Y e Z para as rotas A, B
A
,B
C
e C e submetidos até oito
passes [ 39]. ...................................................................................................... 28
xvi
Figura 3.13. Aparência macroscópica nos planos X,Y e Z, para Al policristalino
submetido a um passe ECA [ 40]. ..................................................................... 29
Figura 3.14. Aparência macroscópica nos planos X,Y e Z para Al policristalino
submetido a dois passes ECA utilizando (a) rota A, (b) rota B
C
e (c) rota C [ 40].
......................................................................................................................... 30
Figura 3.15. Deformação efetiva ao longo do plano longitudinal para a rota Bc
após 1 passe. As linhas identificadas com letras são as de igual deformação
[ 42]. .................................................................................................................. 31
Figura 3.16. Amostra de Al submetida a uma passe ECA, mostrando diferenças
na homogeneidade da deformação [ 44] ........................................................... 32
Figura 3.17. Variação da carga de prensagem de uma amostra da liga Pb-
62%Sn durante a prensagem ECA, para diferentes valores de Ψ [ 45]. ............ 33
Figura 3.18. Variação da tensão de escoamento em função da velocidade de
prensagem para uma liga Al-1%Mg submetida a 1, 2, 3, e 4 passes ECA [ 46].
......................................................................................................................... 34
Figura 3.19. Variação do tamanho de grão em amostras de Al prensadas em
diferentes temperaturas [ 47]. ............................................................................ 35
Figura 3.20. Implantes médicos feitos em Ti de grãos ultrafinos; (a) e (b),
placas de implantes para osteosíntese; (c) parafuso cônico para fixação de
coluna; (d) dispositivo para correção e fixação da coluna. ............................... 37
Figura 3.21. Tensão de escoamento e limite de resistência do Ti CP submetido
à ECA obtidos por alguns dos principais grupos de pesquisa em DPS. .......... 42
Figura 3.22. Desenho dos tipos de parafusos padronizados pela F543:2007
[ 12]. .................................................................................................................. 44
Figura 4.1 Fluxograma de atividades ............................................................... 47
Figura 4.2. Desenho da matriz protótipo mostrando o posicionamento dos
insertos. ............................................................................................................ 49
Figura 4.3. Identificação dos planos da amostra com respeito à direção de
prensagem ECA e localização da malha de referência. .................................. 50
Figura 4.4 Exemplo de malha obtida após deformação ECA e medição do
ângulo γ. ........................................................................................................... 51
Figura 4.5. Matriz aberta utilizada no processo de deformação ECA. .............. 53
xvii
Figura 4.6 Dimensões dos corpos de prova para ensaios de tração. A seta
indica a direção de extrusão e de laminação. .................................................. 54
Figura 4.7. Desenho esquemático de uma amostra pós laminação, com
destaque para o plano de interesse na análise microestrutural. ...................... 55
Figura 4.8. Esquema de funcionamento da célula eletroquímica e foto do
eletrodo de trabalho. ........................................................................................ 56
Figura 4.9 Dimensões dos corpos de prova para ensaios de torção. ............... 57
Figura 5.1. Malhas de deformação para as amostras Pb-62%Sn simulação
física e simulação computacional, para r=0 variação de R. ............................. 59
Figura 5.2. Variação do grau de deformação com ângulo ψ para os resultados
obtidos por simulação numérica, calculados e medidos. ................................. 60
Figura 5.3. Forças de prensagem durante processo ECA para diferentes
valores do ângulo Ψ da matriz. Liga Pb-62%Sn ............................................... 61
Figura 5.4. Variação da força de prensagem em função da posição da amostra
em uma matriz ECA com R = 14 e r = 8. As imagens 1,2 e 3 apresentam fotos
obtidas durante a prensagem nas posições 1, 2 e 3 destacadas no gráfico. ... 62
Figura 5.5. Medidas de γ para Pb-62%Sn submetido a um passe ECA, para
várias configurações do canal de extrusão. ..................................................... 63
Figura 5.6. Efeito dos raios externo e interno do canal de extrusão nos níveis
de deformação cisalhante, γ . .......................................................................... 65
Figura 5.7. Forças de prensagem em função do deslocamento do punção, para
diferentes configurações do canal de extrusão. ............................................... 66
Figura 5.8. Forças de prensagem durante deformação ECA do Ti .................. 68
Figura 5.9. Foto de uma prensagem ECA interrompida devido a formação de
rebarba. ............................................................................................................ 70
Figura 5.10. Diferentes projetos de matriz ECA. Em (a) matriz com canal
bipartido, e em (b) matriz com canal construído em um bloco sólido. .............. 71
Figura 5.11. Dureza em função da deformação equivalente para amostra ECA,
CR e ECA+CR. ................................................................................................ 72
Figura 5.12. Curvas de dureza em função da temperatura de recozimento pós
deformação, entre 100°C e 600°C mantidos por 30 min utos. Amostras
deformadas por ECA e ECA + laminação. ....................................................... 73
xviii
Figura 5.13. Microdureza da seção transversal de amostras de Ti CP
submetidas a várias temperaturas de recozimento por 0 h 30. As amostras
foram processadas por oito passes ECA a 400
o
C seguido de laminação com 35
e 55% de redução [ 60]. .................................................................................... 74
Figura 5.14. Curva tensão-deformação de amostras de Ti processadas por 8
passes ECA a 400
o
C seguido de 75% de redução por extrusão a frio e
submetidas a diferentes temperaturas de recozimento [ 59]. ............................ 74
Figura 5.15. Curvas tensão-deformação do Ti CP2 em diferentes condições de
processamento e resumo dos resultados obtidos nos ensaios de tração. ....... 75
Figura 5.16. Microestrutura de amostras de Ti submetidas a oito passes
ECA+35%CR na condição como deformada (a), e após recozimento a 400
o
C
por 0 h 30´ em (b). [ 60]. .................................................................................... 77
Figura 5.17. Comparação de resultados de propriedades de tração de Ti CP
submetido à deformação ECA a 25
o
C: em preto, ref. 61 e em vermelho os do
presente trabalho. ............................................................................................ 78
Figura 5.18. Comparação dos resultados de tensão de escoamento, limite de
resistência e alongamento aqui obtidos com os principais resultados
encontrados na literatura. A linha tracejada representa o limite de resistência da
liga Ti-6Al-4V. ................................................................................................... 78
Figura 5.19. Variação do alongamento e do limite de resistência das amostras
deformadas em relação a amostras 0X. ........................................................... 80
Figura 5.20. Região de deformação uniforme da curva tensão deformação para
todas as amostras estudadas. .......................................................................... 81
Figura 5.21. Valores da diferença entre limite de resistência e a tensão de
escoamento para todas condições de processamento. ................................... 82
Figura 5.22 Valores da diferença entre limite de resistência e a tensão de
escoamento em função do expoente de encruamento. .................................... 82
Figura 5.23. Microscopia ótica da amostra 0X; grãos equiaxiais com ausência
de deformação. ................................................................................................ 83
Figura 5.24. Micrografias da seção longitudinal das amostras a) 1XH, b) 4XH ,
c) 0X+CR(70) e d) 4XH+CR(70). ...................................................................... 84
Figura 5.25 MET das amostras das amostras submetidas a um e quatro
passes ECA a 300°C e a quatro passes a quente segui do de laminação. ....... 85
xix
Figura 5.26 Curvas de polarização anódica das amostras 0X, 1X e 4XH
realizadas em uma solução de 0,9% NaCl em temperatura ambiente. ........... 86
Figura 5.27. Torque e ângulo de rotação estimados para σ = σ
u
, for para todas
as condições de processamento do Ti CP2. A linha tracejada indica o requisito
mínimo de LT da ASTM F543. ......................................................................... 88
Figura 5.28 Resultados do ensaio de torção para amostras de Ti4XH e da liga
Ti64. ................................................................................................................. 89
Figura 5.29 Valores de LT para Ti-6Al-4V e Ti4XH comparados com os
requisitos mínimos solicitado pela ASTM F543 em função dos diâmetro interno
das roscas padronizadas. Os valores de LT para a liga e para o Ti são
representados respectivamente por um triângulo e por um quadrado
preenchidos. Os mesmos símbolos abertos representam os valores de AR para
a liga e para o Ti. .............................................................................................. 90
xx
SÍMBOLOS E ABREVIAÇÕES
ECA = extrusão em canal angular
DPS= deformação plástica severa
CR= laminação a frio
CE= extrusão a frio
d = tamanho de grão
EDE = energia de defeito de empilhamento
G = modulo de cisalhamento
K = coeficiente de resistência
CP= comercialmente puro
b = vetor de Burgers
n = expoente de encruamento
σ = tensão
σ
0
= tensão de atrito
σ
i
= tensão de Peierls
σ
y
= tensão de escoamento
σ
u
= limite de resistência
ε = deformação
ε
u
= deformação uniforme
ρ = densidade de discordâncias no cristal
α = constante que depende da natureza da discordância e varia entre
0,5 e 1.
Ψ = arco de curvatura da intersecção entre os canais da matriz
Φ = ângulo entre os canais da matriz
γ
= deformação cisalhante
τ
R
= tensão cisalhante resolvida
τ
Rc
=tensão cisalhante crítica resolvida
k
y
= constante pré exponencial
da equação de Hall-Petch
T= torque
LT= limite de torque
AR= ângulo de ruptura
D= diâmetro do parafuso
L= comprimento inicial de amostras ensaiadas em torção
xxi
1
1 INTRODUÇÃO
A ciência e tecnologia dos materiais submetidos a Deformação Plástica
Severa (DPS) surgiu de forma significativa na literatura mundial há cerca de 30
anos, ou pouco mais. Particularmente nos últimos dez anos o número de
publicações nesse tema teve notável crescimento: Lowe [1] identificou 2280
publicações sobre o tema DPS entre 1990 e 2004. Dentre estas,
aproximadamente 300 surgiram no período de 1990 a 1999, e a partir de 2001
a taxa de crescimento dessas publicações duplicou.
Os metais e ligas processados por DPS se configuram iniciam a emergir
para produção comercial. Em 2004 cerca 60 países tinham programas
nacionais de incentivo à pesquisa em nanotecnologia, sendo que em 1999
eram praticamente inexistentes. É, portanto, mais do que evidente que há
interesse dos governos e dos diversos setores privados no desenvolvimento de
materiais nanoestruturados, e em particular de metais processados por DPS.
Em 2006, Valiev e Langdon [2] publicaram uma revisão bastante
completa sobre o tema dos metais submetidos à DPS, mais especificamente
sobre o processo de Extrusão em Canal Angular – ECA (ou ECAP- Equal
Channel Angular Pressing, em inglês), uma das principais técnicas de DPS. Os
autores mencionaram 495 publicações científicas envolvendo o estudo de
microestrutura, propriedades, métodos de processamento, modelagem
computacional e produtos e aplicações de metais nano-estruturados. De 2003
a 2008 345 artigos científicos foram publicados, se considerados apenas os
publicados pela editora ELSEVIER INC., sem incluir anais de congressos e
eventos. Quanto a esses, entre 1990 e 2004 Lowe [1] detectou a ocorrência de
123 eventos dedicados a DPS. Destes, talvez o mais importante seja o
“International Conference on Nanomaterials by Severe Plastic Deformation –
NanoSPD”, cuja primeira edição aconteceu em Moscou – Rússia (1999); a
segunda em Viena – Áustria (2002), a terceira em Fukuoka – Japão (2005) e a
quarta em Goslar – Alemanha (2008). Nos Anais deste último foram
publicados 175 trabalhos completos originados de 24 países diferentes. O
próximo, “The 5th International Conference on Nanomaterials by Severe Plastic
2
Deformation – NanoSPD5”, acontecerá em Nanjing – China, em março de
2011. A Figura 1.1 mostra a distribuição por material dos 175 trabalhos na 4
th
International Conference on Nanomaterials by Severe Plastic Deformation
realizada em Goslar entre 18 e 22 de agosto de 2008, onde se observa que o
Al e suas ligas são os materiais mais estudados nesta área.
0
10
20
30
40
50
Fundamentos Cu Al Mg Ti Fe Outras
Figura 1.1 Distribuição da natureza do material de estudo nos 175 trabalhos de
DPS apresentados no Congresso NanoSPD4 em Goslar.
Além do processo ECA outras técnicas de DPS como, Torção sob Alta
Pressão (HPT- High-pressure Torsion), Forjamento Rotativo e Laminação
Acumulada (ARB – Accumulative roll-bonding) são métodos bem estabelecidos
para a obtenção de materiais com granulação ultrafina onde, dependendo da
técnica utilizada, a microestrutura processada alcança tamanhos de grão no
intervalo ~70 - 500nm [2].
O tamanho de grão pode ser considerado como o principal fator
estrutural que controla as propriedades mecânicas de um metal. É bem
conhecido que seu refinamento promove substancial aumento da resistência
mecânica, portanto, espera-se que materiais com grãos finos possuam alta
resistência mecânica. Além disso, o processamento por técnicas de DPS
introduz uma grande quantidade de defeitos cristalinos nos materiais, o que
resulta em um endurecimento ainda maior. No entanto, todo este processo
normalmente diminui a ductilidade; sabe-se que esta propriedade e a
3
resistência mecânica são características - chave de todos os materiais, mas
geralmente atuam de modo inverso. Materiais podem ser resistentes ou
dúcteis, mas raramente apresentam as duas características ao mesmo tempo.
Todavia, estudos recentes [3, 4, 5] mostram que materiais com tamanho de
grão nanométrico conseguem combinar alta resistência mecânica com alta
ductilidade, ver Figura 1.2. [3].
Figura 1.2 Resistência mecânica e ductilidade de metais nanoestruturados
comparadas com metais de tamanho de grão grosseiro [3].
Dentre os processos de DPS, a deformação ECA é especialmente
atraente, inclusive pela sua simplicidade já que uma prensa e uma matriz
constituem todo equipamento necessário. Outra característica do processo
ECA é a possibilidade de se atingir altos níveos de deformação
homogeneamente distribuídos no volume do material deformado. Tais
características somadas à possibilidade de aumentar as dimensões do material
4
a ser deformado mostram a potencialidade da utilização do processo ECA em
aplicações industriais [6].
As pesquisas fundamentais em ECA se concentram em aspectos tais
como: otimização da geometria dos canais da matriz, controle do atrito matriz-
amostra, rotas de processamento, temperatura de deformação, tratamentos
térmicos pós-deformação, e na relação entre microestrutura e propriedades dos
materiais deformados. Mais recentemente o foco das investigações tem sido
aplicar o processo para obtenção de melhores propriedades funcionais, por
exemplo Mg para armazenamento de hidrogênio[7], ligas de Al com
comportamento superplástico, habilitando-as a estampagem profunda [8], ligas
NiTi com memória de forma [9] e Ti para implantes ortopédicos [10]. Para esta
última aplicação da técnica ECA destaca-se a possibilidade de utilizar-se Ti
comercialmente puro de grau 2 (CP2) como uma alternativa interessante na
fabricação de parafusos para implantes, em substituição à convencional liga
Ti-6Al-4V. De fato, o metal apresenta vantagens sobre a liga quanto ao custo e
à ausência dos elementos potencialmente tóxicos Al e V. Em 2006 Valiev
mostrou que a partir da combinação do processo ECA com extrusão a frio foi
obtido Ti CP nanoestruturado com resistência mecânica significantemente
superior que as da liga Ti-6Al-4V [11].
2 OBJETIVO
O presente projeto tem como objetivo principal aumentar a resistência
mecânica do Ti Grau 2 através de uma sequência de DPS composta por ECA e
laminação a frio. Dessa forma o metal estaria habilitado para o fabrico de
parafusos para implantes conforme a Norma ASTM F543 [12].
Ainda, achou-se oportuno estudar a influência dos parâmetros
geométricos da matriz, em outras palavras, otimizar o projeto desta, com o
objetivo de obter as melhores condições de processamento e a maior
qualidade possível do Ti deformado. Para isso foi realizado um programa
experimental separado, utilizando uma liga Pb-Sn, no qual uma matriz
5
especialmente construída permitia a variação sistemática da geometria dos
canais.
3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
3.1 Deformação plástica
O processo de deformação plástica é definido como a mudança
permanente da forma de um material sólido através da aplicação de uma força
acima de seu limite elástico. Nos metais, esse processo consiste no
deslizamento de blocos do cristal, uns sobre os outros, ao longo de planos e
direções bem definidas. Claramente esses planos cristalográficos são os de
maior densidade atômica e a direção cristalográfica é a mais compacta deste
plano. A direção e o plano de deslizamento definem o sistema de
escorregamento, e desse modo a facilidade com que um metal se deforma
plasticamente relaciona-se com a quantidade de sistemas de escorregamento
de sua estrutura cristalina. Por exemplo, a estrutura CFC possui 12 sistemas
de escorregamento; já a estrutura HC possui apenas três.
Um melhor entendimento do início da deformação plástica é obtido
através de estudos de deformação de monocristais. Quando um desses
elementos é submetido a uma tensão de tração ou compressão, uma tensão
cisalhante passa a atuar ao longo do plano e da direção de deslizamento. O
deslizamento começa quando essa tensão cisalhante atinge o valor limite
denominado tensão cisalhante crítica resolvida. Para se calcular esse valor
crítico de um monocristal ensaiado em tração é necessário conhecer a
orientação, em relação ao eixo de tração, do plano e da direção de
deslizamento, ver esquema na Figura 3.1
6
Figura 3.1. Esquema para cálculo da tensão crítica resolvida
.
Assim, a tensão cisalhante resolvida,
τ
R
, atuante no plano e na direção
de deslizamento é dada por:
mA
F
A
F
s
R
σ
λφ
τ
=== coscos
cos
0
3.1.
Onde m (= 1/ cosφcosλ) é determinado pela orientação entre o sistema
de deslizamento e o eixo de tração. O valor 1/m é chamado de Fator de
Schmid.
Como os vários sistemas de escorregamento estão orientados de
maneira diferente em relação ao eixo de tração, para um dado valor de
σ
haverá diferentes valores de τ
R
. O sistema de escorregamento mais favorável,
ou seja, o que apresenta o menor valor de m será aquele onde a deformação
plástica se iniciará.
No início da deformação plástica o valor de τ
R
atinge o valor crítico τ
Rc
(tensão cisalhante crítica resolvida), que se relaciona com a tensão de
escoamento de acordo com a expressão conhecida como Lei de Schmid:
RCy
m
τ
σ
3.2.
7
No entanto, mesmo que o mecanismo básico de deslizamento seja o
mesmo nos monocristais e nos policristais, o comportamento tensão-
deformação deles é bastante diferente; sendo que os policristais apresentam
valores de tensão de escoamento muito superiores à dos monocristais. Além
da influência dos contornos de grão, a maior tensão de escoamento dos
policristais também se deve às diferentes orientações que cada cristal
individual mantém relativamente ao eixo de tração. Cada cristal terá seu próprio
valor do fator de Schmid e em condições de tração aquele que tiver o menor
valor será o primeiro a se deformar. Assim podemos escrever a Lei de Schmid
de maneira análoga para os policristais:
RCy
m
τ
σ
3.3
onde
m
é uma média apropriada para o policristal, conhecido como Fator de
Taylor. O procedimento detalhado do cálculo de
m
é bastante complicado,
entretanto sua idéia básica é relativamente simples. Este valor é encontrado a
partir do Critério de Taylor para deformação de policristais, segundo o qual,
quando o grão com orientação mais favorável inicia a ser deformado, para que
a continuidade do cristal seja mantida os grãos vizinhos necessitam de cinco
sistemas de deslizamentos para acomodar esta deformação. Para estruturas
CFC o valor de
m
é 3,06 [13].
Durante a deformação plástica de um policristal ocorrem alguns eventos
importantes:
i) os grãos mudam de forma
ii) a orientação dos grãos muda, e eles geralmente adquirem
orientação preferencial (textura de deformação)
iii) a quantidade (área) dos contornos de grão por unidade de volume
aumenta
iv) a quantidade de defeitos puntiformes e de discordâncias por
unidades de volume aumentam por várias ordens de grandeza [14, 15].
Quando um metal é deformado plasticamente a maior parte da energia
de deformação gerada é dissipada como calor, mas uma fração da ordem de
1% da energia é armazenada sob forma de defeitos cristalinos, especialmente
8
discordâncias. A quantidade armazenada depende do processo de
deformação, natureza do metal/composição da liga, velocidade de deformação,
tamanho de grão inicial e temperatura de deformação.
A deformação plástica depende da movimentação e geração de
discordâncias; para sua realização deve-se aplicar uma tensão externa maior
do que a força de atrito necessária para mover as discordâncias no cristal.
Quantitativamente, a relação entre tensão requerida para produzir deformação
plástica e densidade de discordâncias é dada por:
ρ bG ασσ
i
+=
3.4
onde σ
i
é a Tensão de Peierls, G o módulo de cisalhamento; b o vetor de
Burgers, ρ a densidade de discordâncias no cristal e α uma constante que
depende da natureza das discordâncias e varia entre 0,5 e 1. A tensão de
Peierls é aquela necessária para a movimentação de uma discordância num
cristal perfeito.
O endurecimento por deformação decorrente do aumento desses
defeitos cristalinos é chamado de encruamento. A equação 3.5 de Hollomon
apresenta um modelo para descrever o encruamento em uma curva tensão-
deformação verdadeira:
n
K
εσ
=
3.5.
onde n é o expoente de encruamento, K o coeficiente de resistência, σ a
tensão verdadeira e ε deformação verdadeira.
Metais ou ligas com n=0 são chamados de idealmente plásticos e não
apresentam endurecimento por deformação. A Figura 3.2 esquematiza como a
curva tensão-deformação de um metal varia para dois diferentes valores de n.
9
Figura 3.2. Esquematização de curvas tensão-deformação para um corpo
idealmente plástico (linha pontilhada, n=0) e para outro exibindo
endurecimento por deformação (linha cheia).
O endurecimento por deformação a frio é conseqüência da interação
mútua entre as discordâncias e sabe-se que num cristal o número destas
aumenta com o grau de deformação alcançando valores muito acima dos
característicos do material livre de deformação (recozido). De fato, a densidade
de defeitos ρ num material perfeitamente recozido é da ordem de 10
9
a 10
12
m
-2
,
enquanto em um material trabalhado a frio é próximo a 10
16
m
-2
[13].
Nos materiais policristalinos o efeito do endurecimento por deformação é
ainda maior devido às restrições ao deslizamento de discordâncias exercidas
pelos contornos de grão.
Em síntese, a resistência à deformação plástica oferecida pelo cristal
aumenta com a intensidade de trabalho a frio e isso está relacionado com a
diminuição da mobilidade das discordâncias no cristal.
3.1.1 Deformação plástica em metais hexagonais
Assim como em outras estruturas cristalográficas a deformação de
policristais com estrutura HC começa com o deslizamento de planos
compactos. Nos metais hexagonais ideais (c/a=1,633), o plano basal (0001) é o
de maior densidade atômica, e os eixos diagonais <1120> constituem as
direções compactas. Dessa forma a estrutura HC ideal possui apenas três
sistemas de escorregamento, e devido a esta limitação apresenta em geral
10
baixa ductilidade. No entanto, por força de diferenças entre a relação c/a real e
a ideal dos metais HC, ver Tabela 3.1 em alguns desses são ativados sistemas
adicionais de escorregamento. O Zr o e o Ti, que possuem uma baixa relação
c/a, deslizam principalmente nos planos prismáticos e piramidais segundo a
direção <
20
1
1
>. Assim, conclui-se que para metais com c/a maiores que o
ideal o escorregamento através do plano basal é favorecido enquanto que para
aquele com c/a menores que o ideal é preferido o escorregamento ao longo
dos planos prismáticos. No caso da deformação do Ti, que em temperatura
ambiente possui relação c/a < 1,633, a tensão crítica de cisalhamento para o
escorregamento basal é muito alta (aproximadamente 110 MPa) [13]. Assim, é
preferível o escorregamento através dos planos prismáticos, cuja tensão crítica
está em torno de 50 MPa.
Tabela 3.1. Relação c/a para alguns metais HC [16]
Met
al
c/a
Cd 1,89
Zn 1,88
Ideal 1,633
Co, Mg 1,62
Zr, Ti 1,59
Devido a estas condições limitadas de deslizamento, este mecanismo
não pode continuar como o único modo de deformação e a maclação se torna
significante. A região maclada é uma imagem espelho da matriz cristalina, e o
plano de simetria que as separa é chamado de plano de maclação.
Tanto o deslizamento quanto a maclação são mecanismos fortemente
afetados pela temperatura de deformação. Em baixas temperaturas (< 0,3 T
f
) a
maclação é favorecida, mas em altas novos sistemas de deslizamento tornam-
se operantes, favorecendo os mecanismos de deformação por escorregamento
de discordâncias [17]. Blicharski e outros [17] reportaram que o principal modo
de deformação de Ti laminado em temperatura ambiente inicialmente foi por
maclação, até 20% de redução de espessura, mudando para escorregamento
11
após 40% de redução. Com o aumento da temperatura, a densidade das
maclas de deformação diminui significantemente [18].
3.1.2 Microestrutura de materiais deformados
Neste item serão discutidos os principais fatores que afetam a
microestrutura do metal deformado, tais como energia de defeito de
empilhamento, átomos de soluto em solução sólida, tamanho de grão inicial,
temperatura e velocidade de deformação.
a) Energia de defeito de empilhamento
A maneira como as discordâncias se distribuem em uma liga ou metal
deformado depende da energia de defeito de empilhamento (EDE). Em metais
em que essa energia é baixa as discordâncias têm baixa mobilidade devido ao
fato de as parciais estarem muito afastadas entre si. Isso implica em dificuldade
para a realização de fenômenos de escorregamento como desvio (“cross-slip”)
e escalada (“climb”) de discordâncias. Assim, por terem baixa mobilidade, as
discordâncias geradas tenderão a ter uma distribuição plana (homogênea) na
microestrutura, como mostrado na Figura 3.3.
Figura 3.3. Esquema do arranjo plano de discordâncias homogeneamente
distribuídas em grão encruado.
Por outro lado, metais com alta EDE apresentam discordâncias
dissociadas em parciais próximas umas das outras, facilitando o
escorregamento com desvio e escalada. Isso implica em discordâncias com
12
alta mobilidade, que tendem a se localizar em planos cristalinos de baixos
índices de Miller, assim como aniquilar-se com discordâncias vizinhas de sinal
oposto. Devido a esses fatores, metais com alta EDE tendem a apresentar uma
distribuição heterogênea de discordâncias como mostrado na Figura 3.4, que
mostra esquematicamente um grão com células de deformação (ou células de
discordâncias) no seu interior.
Figura 3.4. Esquema do arranjo em células de discordâncias
heterogeneamente distribuídas em grão encruado.
Para um dado grau de deformação, um metal de alta EDE apresenta
menor densidade de discordâncias móveis que um metal em que essa energia
é baixa. A explicação para isto é que, como já mencionado, em metais de alta
EDE, as discordâncias têm maior mobilidade e a ocorrência de aniquilação e
rearranjo de discordâncias são mais freqüentes. Fazendo-se um paralelo com a
teoria cinética dos gases, pode-se afirmar que em metais de alta EDE, as
discordâncias têm um livre caminho médio maior do que em metais de baixa
EDE. Em outras palavras, elas migram distâncias maiores antes de se
tornarem imóveis. Na Tabela 3.2 são apresentados os valores de EDE para
alguns metais.
13
Tabela 3.2. Valores de EDE e estrutura cristalina de alguns metais [19].
Metal Estrutura Cristalina EDE (mJ/m
2
)
Ag CFC 16
Cu CFC 41
Al CFC 150
Ti HC 150
Mg HC 100-300
b) Átomos de soluto
A adição de átomos de soluto em um metal puro tende a alterar a EDE,
influenciando assim a distribuição das discordâncias geradas pela deformação.
A partir de investigações do comportamento de soluções sólidas primárias de
ligas baseadas em Cu, Ag e Ni, a conclusão geral foi que a adição de soluto
acarreta uma diminuição na EDE, o que influencia o tamanho das células de
discordâncias [13]. Por exemplo, quando a matriz é Al, há grande alteração de
EDE com a adição de Mg [20]. À medida que se adicionam átomos de soluto
em um metal há um gradativo aumento na densidade de discordâncias e da
energia armazenada na deformação, assim como a diminuição gradativa do
tamanho médio da célula de deformação.
Naturalmente, átomos de soluto também atuam como barreiras ao
movimento das discordâncias. Quando um defeito deste tipo se move ao longo
de um plano de escorregamento e encontra um átomo de soluto, os campos de
tensão (que para a discordância é de cisalhamento) se encontram e
estabelece-se uma força de atração entre a região de tensão compressiva da
discordância e o átomo de soluto. Se este estiver localizado abaixo do plano de
escorregamento (região de tensão trativa) a força será de repulsão.
Aparentemente, no presente trabalho o endurecimento por solução sólida não
teria relevância, não fosse pelo fato de o Ti CP ser extremamente sensível à
presença de impurezas advindas do processo Kroll, no qual o TiCl
4
é reduzido
a Ti metálico pelo Mg [21]. Nesse processo, que deve ser realizado totalmente
ao abrigo do ar, portanto sob gás inerte, há algumas oportunidades de
contaminação, por Fe, C, e principalmente por O, N e H. É possível provar que
14
o endurecimento por solução sólida associado a defeitos tetragonais, como os
causados por átomos intersticiais em estruturas CFC e HC, é dado por:
σ
y
= γ G C
1/2
3.6.
onde γ é uma constante pouco menor que a unidade, C a concentração (at%)
do átomo de soluto e G é o módulo de cisalhamento. Segundo Welsch e
outros, não há diferenças essenciais entre o mecanismo de endurecimento por
átomos intersticiais e átomos substitucionais [22], exceto que no segundo caso
o aumento de resistência é muito menor [23].
A influência das impurezas no Ti é de tal modo acentuado, que o metal
comercialmente puro é classificado em Graus (Grades, em inglês) de um a
quatro. Para os quatro Graus existentes a Figura 3.5 mostra que a relação
entre a raiz quadrada da concentração de átomos de soluto e o aumento de
tensão de escoamento é linear, como preconiza a equação 3.6
200
400
600
0,8 0,9 1 1,1 1,2 1,3
(O+H+N+C (%p) )
1/2
Tensão de escoamento (MPa)
Grau 1
Grau 2
Grau 3
Grau 4
Figura 3.5. Tensão de escoamento em função da raiz quadrada da soma das
impurezas para os quatro Graus de Ti CP [24].
15
Além disso, da Figura 3.6, pode-se concluir que o Ti Grau 2 exibe um
compromisso favorável entre resistência e ductilidade; isso explica por que
esse grau de pureza é o mais utilizado pelos investigadores.
0
400
800
Grau 1 Grau 2 Grau 3 Grau 4
Tensão (MPa)
0
20
40
(%)
su
alongamento
σ
u
Figura 3.6. Limite de resistência e alongamento para os quatro Graus de Ti CP
[24].
c) Influência do tamanho de grão inicial
A partir de estudos com Fe possuindo diferentes tamanhos de grão
inicial, e submetidas a um mesmo grau de deformação, Keh e Weissman [25]
concluíram que as amostras deformadas exibiam diferentes densidades de
discordâncias, maior para amostras com menor tamanho de grão inicial. A esse
respeito, Conrad e Christ [26] chegaram a uma relação entre deformação (ε),
tamanho de grão inicial (d) e densidade de discordâncias (ρ).
n
d
bk
1
.
.
1
ε
ρ
=
3.5
onde k
1
e n são constantes dependentes do modo de deformação e b é o
módulo do vetor de Burgers. As diferenças entre a densidade de discordâncias
em metais deformados tendo tamanhos de grão inicial diferentes são menores
para altos graus de deformação do que para pequenos.
16
d) Temperatura e velocidade de deformação
A energia armazenada na deformação, a densidade e a distribuição das
discordâncias são fatores que dependem fortemente da temperatura na qual o
metal foi deformado. Temperaturas elevadas favorecem a mobilidade das
discordâncias facilitando a aniquilação mútua e diminuindo a energia
armazenada na deformação. Reduzindo a temperatura de deformação diminui
a mobilidade das discordâncias e é favorecida a formação de células maiores e
mais bem definidas.
O efeito de diferentes velocidades de deformação equivale
microestruturalmente às mudanças na temperatura; um aumento da velocidade
de deformação é equivalente a diminuir a temperatura de deformação [14]. No
entanto, é importante ressaltar que as variações de temperatura são muito
mais efetivas na modificação da subestrutura de discordâncias que variações
na velocidade de deformação [13].
3.2 Tamanho de grão e resistência mecânica
A dependência da tensão de escoamento com o tamanho de grão é
descrita pela Lei de Hall-Petch, que considera que a tensão de escoamento é
inversamente proporcional à raiz quadrada do tamanho de grão. Esse
comportamento pode ser entendido lembrando que o contorno de grão atua
como barreira ao movimento das discordâncias.
2
1
yiy
dk
−
+σ=σ
3.6.
Onde σ
y
e σ
i
são respectivamente a tensão de escoamento e a de
Peierls-Nabarro, k
y
é uma constante que depende o material e d o tamanho de
grão.
Essa equação foi comprovada experimentalmente para um grande
número de materiais e numa ampla faixa de tamanhos de grão. No entanto,
dados experimentais mostraram que não pode ser estendida a materiais
formados por grãos muito pequenos, que se classifiquem como grãos
nanocristalinos (d < 100 nm). A Figura 3.7 mostra um conjunto de valores
17
experimentais de σ
y
versus d
-1/2
, obtidos por diferentes autores sobre amostras
de Cu e compilados recentemente por Meyer [27].
Figura 3.7. Relação entre limite de escoamento e inverso da raiz quadrada do
tamanho de grão, reportada por diferentes autores para amostras
de Cu puro com tamanhos de grão decrescentes, indo de
micrométricos a nanométricos [27].
Observa-se que a equação de Hall-Petch perde validade abaixo de um
valor crítico de tamanho de grão próximo a 25 nm (d
-1/2
= 0,2 nm-1/2).
Claramente, há necessidade de mais estudos, pois a partir desse valor alguns
autores observaram um patamar no limite de escoamento enquanto outros
reportaram diminuição. Até o presente, diferentes modelos foram propostos na
tentativa de explicar esses desvios da lei de Hall-Petch, alguns baseados na
intensificação dos mecanismos de eliminação de discordâncias pelos contornos
de grão quando d < 25 nm, mas sem que evidências conclusivas fossem
apresentadas. De qualquer modo, o intervalo de tamanhos de grão factíveis
pela tecnologia ECA que é a utilizada no presente trabalho, está bem acima do
valor crítico de 25 nm.
18
Por fim, é importante ressaltar que o valor de k
y
expressa a “eficiência”
da redução do tamanho em termos do aumento da tensão de escoamento.
Comparando por exemplo o k
y
do Al com o do aço baixo carbono, vemos que
deve-se reduzir muito o tamanho de grão do primeiro material para obter um
bom aumento na tensão de escoamento, ao passo que para o aço uma
pequena redução já resulta em incrementos significativos na resistência
mecânica. Isso deve explicar porque há poucos trabalhos de DPS envolvendo
aços, enquanto a maioria centra-se sobre Al e suas ligas. O Ti também exibe
alto valor de k
y
, o que tem relação com os resultados obtidos no presente
estudo.
Tabela 3.3. Valores de k
y,
constante pré exponencial
da equação de Hall-
Petch [16].
Material Estrutura cristalina k
y
(MN/m
3/2
)
Aço baixo carbono
bcc 0,307
Molibdênio bcc 0,583
Zinco hcp 1,768
Magnésio hcp 0,279
Titânio hcp 0,403
Cobre fcc 0,112
Alumínio fcc 0,068
3.3 Recuperação, recristalização e crescimento de grão
Durante o recozimento ou deformação a quente, de um metal, mudanças
microestruturais ocorrem de maneira que a energia armazenada durante a
deformação seja diminuída. Considera-se deformação a quente aquela onde
estão presentes mecanismos de amolecimento, o que de forma geral ocorre
para T > 0,2 T
f
. A diminuição da energia se dá por mecanismos de rearranjo e
eliminação de defeitos cristalinos. Essas mudanças podem ser divididas em
três processos: recuperação, recristalização e crescimento de grão.
19
A recuperação geralmente envolve uma diminuição na densidade e um
rearranjo na estrutura das discordâncias, restaurando apenas parcialmente as
propriedades originais já que a estrutura de discordâncias não é totalmente
removida. Maior restauração de propriedades ocorre no processo chamado
recristalização, onde novos grãos livres de deformação nucleiam e crescem
dentro da estrutura deformada. Esses novos grãos crescem consumindo os
grãos deformados, resultando em uma nova estrutura com baixa densidade de
discordâncias. Quando os processos de recuperação e recristalização ocorrem
durante a deformação, eles são chamados de recuperação dinâmica e
recristalização dinâmica.
Resumindo, a recuperação atua somente sobre a quantidade e a
disposição geométrica das discordâncias, enquanto o que caracteriza a
recristalização é o movimento dos contornos por todo o volume do material.
Ambos os processos são fortemente afetados pela EDE do metal em questão;
em metais com alta EDE a recuperação ocorre com grande facilidade,
diminuindo a quantidade de defeitos cristalinos (potencial termodinâmico para
recristalização) nas regiões ainda não recristalizadas. Por outro lado, em
materiais com baixa EDE, dependendo da temperatura de recozimento, a
recristalização pode ocorrer antes que aconteça significativa recuperação e
formação de sub-grãos.
Mesmo com a recristalização, removendo grande quantidade de
discordâncias, o material ainda contém contornos de grão que são
termodinamicamente instáveis. Assim, um aquecimento mais longo, ou altas
temperaturas de trabalho podem provocar crescimento grão, processo no qual
os grãos menores são eliminados pelo crescimento dos grãos grandes; dessa
maneira o policristal assume uma configuração de menor energia,
simplesmente em resposta a diminuição da área total de contornos [16].
3.4 DPS e grãos ultrafinos.
Processos de DPS podem ser definidos como aqueles capazes de
produzir ultra-alta deformação plástica em metais e ligas. Com isso obtêm-se
20
os chamados materiais nanoestruturados, caracterizados por tamanhos de
grão extremamente pequenos, entre dezenas a centenas de nanômetros. Os
materiais nanoestruturados são comumente classificados como sub-
microcristalinos e nanocristalinos, os primeiros englobando os que exibem
diâmetro d abaixo de 1 µm e os segundos referentes a materiais com d próximo
ou menor que 100 nm.
Materiais com granulação ultrafina obtidos por DPS têm atraído um
interesse crescente dos especialistas em ciência dos materiais [28]. Este
interesse não se prende apenas às propriedades físicas e mecânicas inerentes
de tais materiais, mas também a algumas vantagens que a DPS apresenta
quando comparada com outras técnicas de obtenção de nanomateriais por
compactação de amostras como a condensação de vapores metálicos e
moagem de alta energia. De fato, os métodos que utilizam DPS superam
algumas dificuldades relacionadas à porosidade residual das amostras
compactadas, impurezas na moagem de alta energia, além de serem aptos
para o processamento de amostras com dimensão suficiente para aplicações
tecnológicas.
As principais tecnologias de DPS são ECA e HPT. Esquematicamente,
esses processos têm as feições mostradas na Tabela 3.4.
Tabela 3.4. Principais processos de DPS
Nome do processo
Representação
esquemática
Extrusão em canal angular
(ECA) (Segal, 1977)
Torção sob alta pressão (HPT)
(Valiev et AL., 1989)
21
Ambos os métodos, ECA e HPT são capazes de aumentar a deformação
equivalente dependendo do número de voltas (HPT), passes (ECA) ou da
geometria da matriz de deformação (ECA). O processo HPT consegue atingir
tamanhos de grão da ordem de dezenas de nanômetros, entretanto as
dimensões finais típicas (disco com 20 mm de diâmetro por 1 mm de
espessura) inviabilizam qualquer aplicação tecnológica. Outra característica
desta técnica é a ausência de homogeneidade microestrutural causada pela
diferente intensidade da deformação cisalhante entre o centro e a periferia da
amostra, embora trabalhos recentes indicarem a minimização desse problema
[29]. Já na deformação ECA as amostras são suficientemente grandes para
aplicações comerciais e tem sido demonstrado que o processamento em
escalas ainda maiores é perfeitamente viável [30]. Por fim, o efeito das técnicas
DPS no comportamento mecânico de vários materiais já é consenso entre os
pesquisadores, e foi tratado em dois artigos de revisão [31, 2] que
consistentemente reportam um grande aumento na resistência mecânica. Em
todos os casos observados nos artigos citados, o aumento de resistência foi
acompanhado de perda de ductilidade. No entanto, existem exceções; Valiev e
outros mostraram que aumentando o número de passes ECA ou voltas de
HPT, ou seja, aumentando o nível de deformação, foi possível quase recuperar
a ductilidade original do Cu comercial, enquanto o limite de resistência a tração
aumentou oito vezes [3]. Dessa maneira, pode-se dizer que hoje, um dos
principais objetivos da maioria dos pesquisadores em DPS é otimizar a relação
resistência-ductilidade.
3.5 Extrusão em canal angular
O processo ECA é um método de deformação mecânica capaz de
produzir grãos ultrafinos em materiais metálicos. Tem origem recente, tendo
sido iniciado na então União Soviética por Segal e colaboradores e divulgado
na literatura internacional a partir de 1997 [31]. É executado em matrizes
providas de dois canais com a mesma seção transversal, que se interceptam
segundo um ângulo (
Φ) normalmente igual a 90°ou 120°, conforme a Figura
22
3.8. O material, sob forma de tarugo, passa por esses canais e é deformado
por cisalhamento simples, que se transfere de uma extremidade à outra da
amostra.
a) b)
Figura 3.8. Em (a), Diagrama esquemático da configuração da matriz utilizada
no processo de ECA. O sistema de coordenadas XYZ mostrado na
figura é o mais comumente utilizado para identificação dos planos
da amostra. Em (b), visualização 2-D do canal mostrando o ângulo
de distorção γ.
Da figura observa-se que Ψ é o ângulo subentendido pelo arco de curvatura e
o ponto de intersecção dos canais, L
0
é a largura do canal e o grau de
deformação em cisalhamento (
γ
) é dado pela tangente do ângulo γ. Como a
seção transversal da peça se mantém constante durante o processo, este pode
ser repetido várias vezes gerando graus de deformação maiores a cada passe
[31].
A deformação ECA pode ser aplicada a diferentes metais e ligas, tanto a
quente quanto a frio e é possível obter-se estruturas e texturas diferentes
conforme a variação do plano e/ou direção de cisalhamento, e da magnitude de
deformação nesses planos. Essas variações podem ser controladas
modificando a rota de processamento e o ângulo
Φ. Os principais aspectos do
processo ECA relacionados com o presente projeto são discutidos a seguir.
23
3.5.1 Deformação imposta em ECA
Em cada passagem da amostra através do canal da matriz uma
deformação abrupta é imposta sobre o material. A magnitude desta
deformação pode ser estimada usando uma abordagem analítica baseada nas
variáveis geométricas do canal de extrusão, que é ilustrado esquematicamente
na Figura 3.8. Desta forma obtém-se a equação 3.7 que prevê o valor de
γ
em
função da geometria do canal, por passe [33]. Nesta abordagem negligenciam
os efeitos do atrito entre a amostra e o canal.
[
]
/2) /2 (cosec /2) /2(cot 2
Ψ
+
Φ
Ψ
+
Ψ
+
Φ
=
γ
3.7.
Existem três condições possíveis para o valor de Ψ: (i) o valor mínimo
quando Ψ= 0°: (ii) o valor máximo onde Ψ= (π−φ)°, sendo esta a condição para
que o canal de extrusão mantenha sua seção transversal constante, e (iii) as
condições intermediárias onde 0°< Ψ<(π−φ)°.
Para a condição Ψ = 0° a equação 2.7 se reduz à equação 3.8 e o grau
de deformação cisalhante é dado simplesmente por:
=
2
cot2
φ
γ
3.8.
Como a deformação ECA ocorre por cisalhamento simples,
γ
pode ser
relacionado, segundo o critério de Von Mises, com a deformação equivalente
conforme a equação 3.9.
3
γ
ε
=
eq
3.9.
Finalmente, a deformação equivalente após N passes ECA pode ser
expressa na forma geral segundo a equação 3.10
3.10.
24
Uma idéia da ordem de grandeza da deformação equivalente em função
dos parâmetros geométricos da matriz podem ser obtida analisando o gráfico
da Figura 3.9, que apresenta os resultados da equação 3.10 para um passe
ECA (N=1) variando φ de 90° até 140° e Ψ° de 0 a 90°.
Figura 3.9. Deformação equivalente para diferentes ângulos Φ e Ψ do canal de
deformação [34].
A primeira conclusão obtida a partir Figura 3.9 é que o ângulo de
curvatura Ψ tem um efeito menor sobre o grau de deformação final quando
comparado com o efeito do ângulo φ. A segunda, que é possível alcançar
deformações extremamente altas em um único passe com a diminuição dos
ângulos φ e Ψ. Por último, para matrizes convencionais com φ = 90
o
ou φ = 120
o
a deformação equivalente por passe é respectivamente ~1 e ~0,67, e estes
valores pouco se alteram com Ψ.
Existem várias evidências experimentais que confirmam a equação 2.10
em ECA; em uma delas Y. Wu e outros [35] deformaram amostras de plasticina
25
com linhas coloridas e verificaram que a deformação resultante na região
central da amostra exibia excelente concordância com a equação 2.10. No
entanto, regiões que se encontravam nas proximidades da parede do canal
apresentavam desvios significativos devido aos efeitos de atrito.
É importante ressaltar que além de determinar o nível de deformação
obtido a cada passe, a geometria do canal influencia também na carga
necessária para a prensagem e na homogeneidade da deformação no volume
das amostras [33], questões que serão discutidos nas seções 3.5.3 e 3.5.4.
3.5.2 Rotas de Processamento
A deformação ECA pode ser conduzida utilizando quatro tipos
fundamentais de caminhos de deformação, conhecidos como rotas, os quais
por ativar diferentes planos de cisalhamento durante a prensagem levam a
diferenças significativas na microestrutura final do material deformado [36]. As
quatro principais rotas são representadas esquematicamente na Figura 3.10;
Rota A não há rotação da peça em torno de seu eixo longitudinal entre
cada passe;
Rota B
C
a amostra é girada de 90° no mesmo sentido (horári o ou anti-
horário) entre cada passe;
Rota B
A
gira-se de 90° em sentidos horário e anti-horário,
alternadamente, entre cada passe;
Rota C a amostra é girada de 180° no sentido horár io entre cada passe.
26
Figura 3.10. As quatro rotas de deformação possíveis em ECA [37].
Várias combinações destas rotas podem ser feitas, por exemplo,
somando as rotas B
C
e C (alternando rotações de 90° e 180° entre cada
passe), mas evidências experimentais sugerem que combinações mais
complexas não melhoraram as propriedades mecânicas dos materiais
processados [38].
Os diferentes planos de cisalhamento associados a cada rota são
mostrados na Figura 3.11 onde os planos X,Y e Z correspondem aos três
planos ortogonais apresentados na Figura 3.8. Os planos de 1 a 4
correspondem aos planos de cisalhamento referentes aos quatro primeiros
passes de ECA.
27
Figura 3.11. Sistemas de escorregamento visualizados nos planos X, Y e Z
para passes consecutivos utilizando as rotas A, B
A
, B
C
e C [38].
As implicações destes diferentes sistemas de cisalhamento são
mostradas na Figura 3.12 que apresenta as distorções macroscópicas em um
elemento cúbico com faces X, Y e Z, submetido a até oito passes ECA.
28
Figura 3.12. Distorções introduzidas em um elemento cúbico quando
observado nos planos X,Y e Z para as rotas A, B
A
,B
C
e C e
submetidos até oito passes [39].
Da Figura 3.12 é aparente que a forma do elemento cúbico é restaurada
a cada dois passes utilizando a rota C e a cada quatro passes utilizando a rota
B
C
, enquanto que para as rotas A e B
A
as distorções se tornam cada vez
maiores. Além disso, o plano Z não é deformado quando se utilizam
(separadamente) as rotas A e C. Os efeitos destas distorções nos materiais
processados por ECA podem ser vistos examinando a microestrutura
resultante das diferentes rotas. A Figura 3.13 mostra a aparência macroscópica
de superfícies que representam os planos X, Y e Z; nesta montagem observa-
29
se no plano Y que os grãos, que eram inicialmente equiaxiais, são alongados e
inclinados; no plano X os grãos se tornaram achatados e no plano Z
permaneceram equiaxiais, observações que estão em concordância com as
predições teóricas da Figura 3.12.
Figura 3.13. Aparência macroscópica nos planos X,Y e Z, para Al policristalino
submetido a um passe ECA [40].
A Figura 3.14 mostra uma representação similar à Figura 3.13, mas
agora após dois passes, utilizando: (a) rota A, (b) rota B
C
e (c) rota C.
Novamente estas observações experimentais estão em concordância com o
previsto pela Figura 3.12 para as três rotas. Também é importante notar que o
elemento cúbico é restabelecido após dois passes utilizando a rota C.
30
Figura 3.14. Aparência macroscópica nos planos X,Y e Z para Al policristalino
submetido a dois passes ECA utilizando (a) rota A, (b) rota B
C
e
(c) rota C [40].
A partir dos resultados aqui revistos decidiu-se utilizar a rota B
C
no
processo de deformação ECA de Ti que será apresentado na seção 4.3. A
escolha foi motivada devido à possibilidade de se atingir uma maior
homogeneidade de deformação (ver adiante, item 3.5.3.) com esta rota, e
facilitar a comparação com outros resultados devido à grande quantidade de
trabalhos que a utilizam.
3.5.3 Homogeneidade da deformação ECA
A homogeneidade da deformação é tema de grande importância na
tecnologia ECA. É bem conhecido que a deformação acumulada controla o
desenvolvimento dos grãos ou sub-grãos, o tamanho do grão final e a
resistência mecânica do material deformado. Assim, deformação
heterogeneamente distribuída no volume da amostra é prejudicial à
uniformidade microestrutural e consequentemente às propriedades mecânicas,
além de implicar perdas de material [41].
A esse respeito, utilizando análise computacional um trabalho de Kim e
Namkung [42] avaliou o efeito das quatro diferentes rotas de processamento
sobre a homogeneidade da deformação para uma matriz com Φ = 90°. O
resultado obtido com a rota B
C
está na Figura 2.11, que mostra linhas de iso-
deformação efetiva ao longo da direção longitudinal da amostra.
31
Figura 3.15. Deformação efetiva ao longo do plano longitudinal para a rota Bc
após 1 passe. As linhas identificadas com letras são as de igual
deformação [42].
As observações de Gholinia [43] e de Kim e Namkung [42] concluíram
que para matrizes com Φ = 120
o
a rota A apresenta o maior nível de
deformação, mas também a distribuição mais heterogênea. A rota C apesar de
gerar menor deformação do que as demais resultou em grau de deformação
mais homogêneo. Já a deformação obtida pela rota B
A
, foi menor e mais
heterogênea do que as obtidas com rotas A e B
C
. Para matrizes com Φ = 90
o
os autores também concluíram que a melhor combinação de alto grau de
deformação e boa homogeneidade é obtida com a rota B
C
. No presente
trabalho optou-se por utilizar a rota B
C
, pois se notou que as diferenças desta
para a rota A, nas condições de processamento aqui estudadas, não são muito
significativas. Além disso, a rota B
C
apresenta maior homogeneidade, aspecto
muito desejado no presente trabalho, pois as amostras são relativamente
pequenas.
Outro fator que está diretamente relacionado com a homogeneidade
macroscópica da deformação é a geometria do canal de extrusão como
mostrado na Figura 3.8. Em um experimento de Shan e outros [44] foram
prensados pares de amostras bipartidas de Al comercial, com uma grade
retangular desenhada em uma das faces comuns. A matriz tinha φ = 90° e Ψ =
0° e a deformação foi medida diretamente na amostra após a prensagem.
Verificou-se que 85% do volume da amostra deformara-se homogeneamente e
32
os resultados apresentaram excelente concordância com a e equação 2.10. Os
15% heterogêneos ocupavam a região próxima à superfície inferior de contato
da amostra com o canal, ver Figura 3.16.
Figura 3.16. Amostra de Al submetida a uma passe ECA, mostrando diferenças
na homogeneidade da deformação [44]
3.5.4 Carga, velocidade e temperatura de prensagem
A otimização do processo ECA consiste em atingir alto grau de
deformação homogeneamente distribuída no volume da amostra, minimizando
ao mesmo tempo a carga de prensagem.
A Figura 3.17 resulta de um estudo feito com amostras de Pb-62%Sn
(composição eutética) deformadas em canal com φ = 120
o
em uma matriz que
permitia a variação do ângulo Ψ [45]. Conclui-se que aumentando o raio de
curvatura, e consequentemente o ângulo Ψ, a carga de prensagem diminuiu.
33
Figura 3.17. Variação da carga de prensagem de uma amostra da liga Pb-
62%Sn durante a prensagem ECA, para diferentes valores de
Ψ [45].
Em relação à velocidade de prensagem utilizada pelos diferentes
pesquisadores a literatura reporta grande variação de valores, mas tais
variações não afetam de maneira significativa as propriedades mecânicas dos
metais deformados. Um estudo detalhado sobre a influência da velocidade de
prensagem foi realizado em uma liga de Al-1%Mg com velocidades variando de
10
-2
a 10 mm s
-1
. Os resultados demonstraram que não houve influência no
tamanho de grão final formado após a deformação, como mostra a Figura 3.18
[46]. É também interessante observar que a resistência mecânica satura após o
terceiro passe.
34
Figura 3.18. Variação da tensão de escoamento em função da velocidade de
prensagem para uma liga Al-1%Mg submetida a 1, 2, 3, e 4
passes ECA [46].
Por ser facilmente controlável a temperatura de prensagem é um fator
chave no processamento por ECA. A esse respeito um trabalho detalhado foi
realizado sobre ligas de Al variando a temperatura desde 298 até 573K [47].
Duas conclusões importantes puderam ser tiradas: (i) o tamanho de grão
aumenta com o aumento da temperatura de deformação, Figura 3.19; (ii) a
fração de contornos de baixo ângulo aumenta com o aumento da temperatura.
35
Figura 3.19. Variação do tamanho de grão em amostras de Al prensadas em
diferentes temperaturas [47].
Em todos os resultados encontrados na literatura foi demonstrado que
mesmo a prensagem em temperaturas elevadas sendo tecnologicamente mais
fácil, o refinamento microestrutural ótimo é alcançado em baixas temperaturas;
assim o processo deve ser conduzido em temperaturas que garantam
refinamento de grão e ao mesmo tempo permitam que o material se deforme
sem trincar.
3.6 Aplicações ECA
Atualmente técnicas DPS estão começando a emergir do domínio da
escala de laboratório e a aplicação comercial de materiais com granulação
utrafina está bastante próxima [48, 49, 1].
Tal fato pode ser claramente demonstrado devido, primeiro, à grande
atenção que tem sido dedicada à pesquisa de DPS em ligas comerciais e não
apenas em metais modelo (Cu, Al, Mg, Fe, etc.); e em segundo ao intenso
trabalho que tem sido feito com o objetivo de desenvolver um processo de
produção economicamente viável para a obtenção de metais e ligas com
granulação ultrafina.
36
O processo ECA se apresenta como um dos mais promissores para a
fabricação em larga escala de materiais nanoestruturados devido às suas
características, já apresentadas no Capítulo 3.5. No entanto ainda existem
alguns desafios importantes a serem superados para que a comercialização de
materiais com grãos ultrafinos seja possível. Dentre estes podem-se citar
alguns exemplos como: redução das perdas de material, fabricação de grandes
peças e produtos semi-acabados na forma de barras, chapas e arames e,
principalmente o desenvolvimento de processos contínuos. Um trabalho
bastante completo foi desenvolvido por Raab e outros [50] onde são discutidas
maneiras de superar os desafios citados acima; neste mesmo trabalho os
autores propõem uma modernização do processo ECA conhecido como “ECA-
conform”, que é capaz de produzir materiais com grãos ultrafinos de forma
contínua.
Um dos mais promissores campos de aplicação da tecnologia ECA é na
área de implantes ortopédicos. Em um trabalho publicado em 2006, Valiev
obteve longas barras de Ti CP nanoestruturado para aplicações biomédicas
[11]. Nesta investigação o processo ECA foi associado a outros tratamentos
termomecânicos convencionais; por exemplo, forjamento e laminação, que
produziram barras com 6,5 mm de diâmetro e 800 mm de comprimento, e
tamanho médio de grão de 100 nm. O Ti CP nanoestruturado obtido nessa
investigação possuía resistência mecânica superior a da liga Ti-6Al-4V, que
atualmente é amplamente usada em aplicações biomédicas e em outros
aspectos da engenharia.
A Figura 3.20 apresenta fotos de implantes médicos feitos de Ti com
grãos ultrafinos. Nessa aplicação as características desse tipo de material são
francamente favoráveis: elevada resistência mecânica, bom comportamento
em fadiga e excelente compatibilidade biológica [51].
37
Figura 3.20. Implantes médicos feitos em Ti de grãos ultrafinos; (a) e (b),
placas de implantes para osteosíntese; (c) parafuso cônico para
fixação de coluna; (d) dispositivo para correção e fixação da
coluna.
Outra aplicação do ECA é em materiais que apresentam memória de
forma como é o caso de ligas Ti-Ni. Foi mostrado que o refinamento dos grãos
por deformação ECA seguido de processos convencionais de deformação
aumentou as propriedades de memória de forma na liga citada, que atingiu 10-
15% de deformação reversível, características desejáveis em várias aplicações
práticas desse material [52].
Quando deformados em determinadas condições de temperatura e taxa
e deformação, os materiais de granulação fina exibem alongamentos da ordem
de centenas, ou mesmo milhares por cento. Esse fenômeno denomina-se
superplasticidade, e encontra aplicação prática em processos de conformação
profunda. A conformação superplástica é uma tecnologia bem desenvolvida,
utilizada na fabricação de peças de forma complexa em chapas de materiais
que apresentam alta ductilidade em determinadas taxas de deformação, e
materiais de granulação fina tem mostrado comportamento superplástico muito
38
favorável. Resultados mostraram que uma liga comercial de Al 7034 atingiu
excelentes propriedades superplásticas após ser submetida a seis passes ECA
a 300
0
C [53]. Além disso, como o material obtido por ECA geralmente tem
forma cilíndrica ou de prisma de base quadrada, anda não sendo produzidas
chapas, estudos mostraram que superplasticidade em altas taxas de
deformação é mantida quando a deformação ECA é seguida de laminação a
frio [54].
Materiais processados por DPS devem encontrar mercado em
praticamente todos os setores de produtos onde resistência mecânica, relação
resistência mecânica/peso e vida em fadiga, são fatores críticos no projeto. No
entanto, em todas as possíveis aplicações esses novos materiais devem
apresentar viabilidade econômica. Como novos materiais em geral são mais
caros, produtos com alto valor final, agregado pelo processamento e design
são preferidos. Por exemplo, o mercado de acessórios médicos utiliza
pequenas quantidades de material em peças de alto custo como próteses. Para
estes produtos o custo do material contribui com menos de 2% no preço final
do produto [49].
3.7 Ti como material para implantes
Materiais para implantes ósseos devem ser biocompatíveis com o tecido
circunvizinho, exibir módulo elástico próximo ao do osso e resistência e
tenacidade maiores. Adicionalmente são exigidas propriedades de fadiga e
resistência à corrosão eletroquímica. Dentre os materiais metálicos, o Ti e
suas ligas se qualificam muito bem para essa aplicação e atuam como
implantes dentários, implantes de quadril (total ou parcial), placas e parafusos
para reconstituição óssea. Nesse aspecto a liga Ti-6Al-4V com ultra-baixo nível
de intersticiais é um excelente material, não fosse pela presença de V e Al, o
primeiro potencialmente tóxico na forma metálica e o segundo associado a
desordens neurológicas [55]. Além disso, o módulo elástico dessa liga é bem
maior que o do osso, embora menor do que o dos outros materiais metálicos
utilizados em implantes (ligas Co-Cr, aço 316L), ver Tabela 3.5.
39
A tendência atual em pesquisa e desenvolvimento de ligas de Ti para
aplicações biomédicas é o desenvolvimento de ligas com baixo módulo
elástico, contendo elementos de liga não-tóxicos e não alérgicos e mantendo
as boas propriedades mecânicas da liga Ti-6Al-4V. Alguns
produtos destes
estudos são as ligas Ti-15Mo [56], Ti-35Nb-7Zr-5Ta [57] e a Ti–6Al–7Nb [58].
No entanto, trata-se de materiais extremamente caros, de difícil fusão e ainda
pouco testados.
Tabela 3.5. Propriedades mecânicas de materiais sintéticos e de osso
Material
E
(GPa)
σ
Y
(MPa)
σ
u
(MPa)
LRF
(MPa)
K
IC
(MPa m
1/2
)
Co-Cr (fund.) 214 450 655 240-280 25 -75
Ti – α 110 480 550 240 > 70
Ti-6Al-4V 120 800 860 300-600 50 – 60
Aço ASTM
F138*
200 250 600 260-280 75 -100
Alumina 380 - 260 -- --
UHMWPE 1 25 34 -- 1 – 6
PMMA** 2,2 - 29 -- --
Osso 17 115 121 -- 3,5 – 6,5
(*) Aço inoxidável 316L com menor teor de intersticiais (**) cimento
acrílico
LRF = limite de resistência à fadiga
Por fim, os seguintes comentários referentes a vantagens e
desvantagens dos três materiais metálicos mais utilizados nesta aplicação são
apresentados na Tabela 3.6.
Tabela 3.6. Vantagens e desvantagens dos três materiais metálicos
normalmente utilizados:
Liga ASTM F-138 Vantagens
Desvantagens
40
(derivada da 316L) Resistência mecânica
Fabricabilidade
Disponibilidade
Potencial para corrosão
Alto módulo elástico
Liga Co-Cr
Resistência mecânica
Resistência à corrosão
Boa resistência ao
desgaste
Desconhecidos os
efeitos de longo prazo
de íons Cr e Co
Alto módulo elástico
Ti (Ti-6Al-4V)
Resistência mecânica
Baixo módulo elástico
Resistência à corrosão
Baixa resistência ao
desgaste
Potencial nocivo à
saúde do Al e V
3.8 O metal Ti
O metal hoje conhecido como titânio foi isolado em 1825, alcançando
status comercial somente em meados do século XX; sua baixa densidade
(d = 4,7 Mg / m
3
) e excelentes resistência mecânica e à corrosão logo o
confirmaram como importante material estrutural nas indústrias química,
petroquímica e aeroespacial.
A metalurgia física do Ti é caracterizada pela transformação alotrópica
CCC (fase β), de alta temperatura, para a forma HC (fase α). A temperatura de
equilíbrio α ↔ β é 886
o
C, mas impurezas e elementos de liga a modificam
acentuadamente. O Ti se enquadra na categoria de metais com alta EDE.
Os elementos de liga classificam-se como estabilizadores de α ou
estabilizadores de β. Dentre os primeiros o principal é o Al, seguido em eficácia
pelo Sn e Zr. Os estabilizadores de β dividem-se por sua vez em
estabilizadores de β isomorfo (Mo, V, Ta, Nb) e de β eutetóide (Mn, Fe, Cr, Co,
Ni, Cu, Si). O Fe, por exemplo, aumenta a resistência mecânica, mas reduz a
ductilidade e a resistência à fluência. Por fim deve-se assinalar a acentuada
fragilidade causada por absorção de O e N em operações de soldagem, ou
introduzidos pelos processos de produção e refino; essa característica foi
mostrada na Figura 3.6
41
As principais ligas comerciais estão listadas na Tabela 3.7, juntamente
com dados de resistência mecânica. Nessas ligas os teores de O e N devem
ser mantidos abaixo de 2000 e 500 ppm, respectivamente. Deve-se assinalar
que o Ti possui módulo de elasticidade algo baixo (120 GPa), significando que
apesar de sua alta resistência mecânica permitir o uso de seções finas (p. ex.
em tubulações com pequena espessura de parede), o desempenho do produto
pode ser prejudicado por deflexões elásticas excessivas. Quanto à tenacidade
à fratura as ligas estruturais de Ti exibem níveis muito favoráveis: 40 - 120 MPa
m
1/2
; em particular a Ti-6Al-4V tem excelente valor, alcançando ≈ 100 MPa m
1/2
.
Um defeito bastante crítico do Ti e suas ligas têm sua origem na
fabricação do lingote; trata-se dos chamados "Defeitos tipo I”, que são
inclusões duras e frágeis de TiN que afetam negativamente a tenacidade e
resistência à fadiga.
Tabela 3.7. Composição e valores de tensão de escoamento e
alongamento das principais ligas de Ti
Liga / Classe Composição
σ
y
(MPa)
A
(%)
Ti comercial
grau 1
grau 4
99,5 Ti
99,0 Ti
170
480
30
20
Ti-15-3-3-3 / β
Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al
773 22
Ti-10-2-3 / quase β
Ti-10V-2Fe-3Al
1100 10
IMI 318 / α + β Ti-6Al-4V 790 15
IMI 550 / α + β Ti-4Al-4Mo-2Sn-0,5Si 940 7
IMI 685 / quase α Ti-6Al-5Zr-0,5Mo-0,25Si 758 6
IMI 829 / quase α Ti-5,5Al-3,5Sn-3Zr-1Nb-0,3Mo-0,3Si 820 9
IMI 834 / quase α Ti-5,5Al-4Sn-3,5Zr-0,8Nb-0,5Mo-0,3Si-0,06C 910 6
IMI 317 Ti-5Al-2,5Sn 620 16
42
3.9 Deformação ECA de Ti e suas ligas
No gráfico da Figura 3.21 são mostrados os maiores valores de tensão
de escoamento e limite de resistência obtidos para Ti CP submetido a
sequencias de DPS. A linha vermelha horizontal referencia o valor do limite de
resistência da liga Ti-6Al-4V.
0
1200
Ti CP Stolyarov, 2001 Stolyarov, 2003 Zhao, 2008 Zhao, 2010
(MPa)
0
10
20
30
40
Alongamento (%)
su sy Série3
Ti 6Al 4V
σ
y
σ
u
ε
Figura 3.21. Tensão de escoamento e limite de resistência do Ti CP submetido
à ECA obtidos por alguns dos principais grupos de pesquisa em
DPS.
Combinando oito passes ECA a 450°C com extrusão a f rio (75% de
redução da área da seção transversal) Stolyarov e outros, em 2001, mostraram
que o Ti CP atingiu 970 MPa de tensão de escoamento, 1050 MPa de limite
resistência e 8% de alongamento na fratura [59]. Resultados semelhantes
foram obtidos pelos mesmos autores quando em 2003 associaram 8 passes
ECA com laminação a frio (55% de redução da área da seção transversal) [60].
Esses são os maiores valores de resistência mecânica encontrados na
literatura para o Ti CP, atingindo e algumas vezes até superando valores da
liga Ti6Al4V.
Zhao e outros [32], em 2008, apresentaram resultados de Ti CP submetido
a um passe ECA em temperatura ambiente em uma matriz com φ = 120
0
; eles
obtiveram um acréscimo de quase 70% no limite de resistência e o valor do
43
alongamento na fratura foi de 14%. Mais recentemente Zhao e outros [61]
apresentaram novamente resultados de Ti deformado em temperatura
ambiente, com oito passes em uma matriz com φ = 120;
o ganho em
resistência foi ligeiramente superior ao anterior, mas houve aumento
significativo no alongamento, que atingiu 19%. No artigo os autores destacam a
possibilidade de deformar Ti em temperatura ambiente, o que aumenta a
eficiência do refinamento de grão, quando comparado com a deformação em
temperaturas elevadas [61].
Uma observação importante é que as melhores propriedades mecânicas
são obtidas combinando ECA com algum outro tipo de deformação plástica,
como forjamento, estiramento ou laminação [8].
Um resultado muito interessante sob o aspecto tecnológico da deformação
ECA foi publicado por Latysh e outros [63]. É descrita a fabricação de barras
com Ø 6,5 mm e comprimento 800 mm com excelentes propriedades
mecânicas e microestrutura muito uniforme, tendo-se observado que a
deformação ECA refinou o grão para 300 – 400 nm e que a extrusão
subsequente o reduziu para 100 nm.
3.10 Parafusos de Ti para implantes
A importância dos parafusos no mercado de implantes ortopédicos foi
evidenciada em uma informação divulgada pelo Datasus que fez um estimativa
do consumo destes insumos no ano de 2003 pelo Sistema Único de Saúde
(SUS). Segundo a informação 84% dos implantes utilizados para osteosíntese
eram parafusos arruelas e pinos, seguidos de placas de fixação interna (10%),
componentes para coluna (5%) e hastes intramedulares (1%) [64].
Os parafusos ortopédicos podem ser classificados em dois grandes
grupos: parafusos corticais, que são aqueles fixados região externa de maior
densidade do osso (osso cortical), e parafusos esponjosos, cuja fixação se dá
predominantemente na região interna e de menor densidade do osso (osso
esponjoso). De acordo com T. Hirano e outros [65], os parâmetros mais
importantes na fixação parafuso-osso são: tamanho do parafuso, profundidade
44
de inserção, densidade mineral óssea, técnica de inserção e torque de
inserção.
As Normas aplicadas na avaliação destas propriedades são a ASTM
F543:2007 [12], ABNT NBR 15675-1:2009 [66] e ABNT NBR 15675-2:2009
[67]. Estas Normas determinam requisitos mínimos relacionados aos materiais
utilizados, aos cuidados de fabricação, à identificação e manuseamento,
dimensões e tolerâncias de parafusos metálicos que são implantados em
ossos. Além disso, estabelecem métodos padrões de ensaios (torção,
arrancamento, torque de parafusamento) e os requisitos mínimos para
aplicação dos produtos. As Normas regem as seguintes propriedades: Torque
de escoamento (TE), Limite de resistência a Torção (LT), Ângulo de ruptura
(AR), Força de arrancamento (FA), Torque de inserção (TI), Torque de
remoção (TR).
Na F543:2007 [12] são apresentados quatro tipos de parafusos
padronizados: HA, HB, HC e HD, de acordo com o perfil de rosca e desenho da
cabeça, ver Figura 3.22. Os Parafusos tipo HA ou HB tem rosca irregular e
superfície arredondada na região inferior da cabeça. Os parafusos HC e HD
têm rosca regular e superfície cônica na região inferior da cabeça. Para estes
parafusos a norma determina a seguintes dimensões: diâmetro externo,
diâmetro da alma, passo de rosca, perfil de rosca e altura da rosca.
Figura 3.22. Desenho dos tipos de parafusos padronizados pela F543:2007
[12].
45
Outro fator fundamental referente à utilização de materiais metálicos no
ambiente intracorpóreo é seu comportamento em corrosão. A corrosão é
particularmente danosa por de algum modo afetar a capacidade do implante
em exercer sua função (por exemplo, via perda de integridade mecânica) e
provocar respostas indesejadas e potencialmente graves do hospedeiro (por
exemplo, inflamação, alergia e toxicidade). A corrosão por pite pode ser
especialmente prejudicial em pequenas peças (parafusos, por exemplo), cuja
integridade funcional pode ser facilmente comprometida por único pite de
grande porte [68]. Para prever este comportamento são realizados testes de
polarização potenciodinâmica cíclica segundo a norma, ASTM F – 2129 [69],
cujo objetivo é padronizar métodos para avaliar especificamente a resistência a
corrosão por pite ou por fresta de pequenos implantes metálicos.
Rosenbloom e Corbett [68, 70] estudaram o desempenho de pequenos
implantes metálicos e concluíram que o material é totalmente aceitável se o
potencial de pite (E
pite
) for igual ou superior a 600mV
ECS
.
A Tabela 3.8 resume as dimensões padronizadas das roscas, os valores
mínimos de LT e AR determinados pela F543:2007 [12] além do E
pite
,
estabelecido por Rosenbloom e Corbett [68, 70].
Tabela 3.8. Dimensões para parafusos padronizados pela F543 [12] e
requisitos mínimos para aplicação.
Tipo
Dimensões Valores mínimos aceitáveis
Ø interno (mm) Ø externo (mm)
LT (N.m) AR(°)
(E
pite
)
(mV
ECS
)
HA 1,5 1,1 1,5 0,2 150 600
HA 2 1,3 2 0,35 150 600
HA 2,7 1,9 2,7 1 180 600
HA 3,5 2,4 3,5 2,3 180 600
HA 4 2,9 4 4 180 600
HA 4,5 3 4,5 4,4 180 600
HA 5 3,5 5 5,5 180 600
HB 4 1,9 4 1,3 90 600
46
HB 6,5 3 6,5 6,2 90 600
4 MATERIAIS E MÉTODOS
A Figura 4.1 apresenta o fluxograma das atividades experimentais
desenvolvidas no presente trabalho. Pode-se dizer que os experimentos e
medidas foram dividas em duas vertentes, a primeira voltada para a otimização
da matriz ECA, e a segunda visando a deformação DPS de Ti CP2. Na primeira
foram projetadas e construídas matrizes protótipo para que fosse feita uma
simulação física do processo ECA sobre amostras da liga Pb-62%Sn. Com
base nos resultados foi projetada e construída uma matriz adequada à
deformação a quente do Ti e otimizada no que diz respeito à força de
prensagem e homogeneidade da deformação. A segunda vertente foi voltada
para obtenção de amostras de Ti severamente deformadas por ECA e
laminação a frio. A denominação dessas amostras deformadas foi feita
conforme mostrado na Tabela 4.1.
47
Figura 4.1 Fluxograma de atividades
48
Tabela 4.1. Nomenclatura e condições das amostras
Amostra Condição
0X Amostra recozida
1X
Amostra submetida a um passe ECA
em temperatura ambiente.
1XH
Amostra submetida a um passe ECA
a 300°C.
4XH
Amostra submetida a quatro passes
ECA a 300°C.
CR (30)
Amostra laminada a frio com 30% de
redução
CR (70)
Amostra laminada a frio com 70% de
redução
CR (90)
Amostra laminada a frio com 90% de
redução
1XH+CR(70)
Amostra submetida a um passe ECA
a 300°C seguido de laminação a frio
com 70% de redução
4XH+CR(70)
Amostra submetida a quatro passes
ECA a 300°C seguido de laminação a
frio com 70% de redução
4.1 Projeto e construção de matrizes protótipos
Para o estudo da influência das variáveis geométricas do canal de
extrusão mostradas na Figura 3.8, foi projetada e construída uma matriz ECA
com dois insertos intercambiáveis, que permitem a variação do raio interno (r) e
do raio externo (R) do canal.
A matriz construída em aço SAE 1045 é constituída por quatro partes:
base, inserto removível superior, inserto removível inferior e tampa (Figura 4.2)
que permite nove combinações diferentes de R e r, conforme a Tabela 4.2,
49
mantendo constante a seção transversal do canal (L
o
2
) e o ângulo φ. A seção
do canal é 14 x 14 mm
2
e o ângulo Φ é fixo e igual a 120
o
.
Figura 4.2. Desenho da matriz protótipo mostrando o posicionamento dos
insertos.
Tabela 4.2 Possíveis combinações de R e r da matriz protótipo
R(mm) r(mm) Combinações R – r (mm)
0
0 0 – 0
3 0 – 3
8 0 – 8
14 0 – 14
8
0 8 – 0
3 8 – 3
8 8 – 8
14 8 – 14
14
0 14 – 0
3 14 – 3
8 14 – 8
14 14 – 14
4.2 Medidas de homogeneidade e grau de deformação
Amostras bipartidas, sobrepostas de forma a preencher completamente
o canal de extrusão da matriz protótipo de 14 x 14 mm
2
, foram utilizadas para
50
avaliar a homogeneidade e o grau de deformação em cada uma das
configurações do canal mostradas na Tabela 4.2. Em uma das faces de contato
interno dessas meio-amostras foi impressa uma malha de referência com
quadrados de 2 x 2 mm
2
para observação da deformação resultante.
Figura 4.3. Identificação dos planos da amostra com respeito à direção de
prensagem ECA e localização da malha de referência.
Amostras bipartidas da liga Pb-62%Sn foram inseridas na matriz com a
malha de referência paralela ao plano Y, conforme a Figura 4.3. Para cada
configuração R e r da matriz eram utilizados dois pares bipartidos. O primeiro
era prensado até sair no outro extremo do canal e o segundo era prensado,
empurrando o primeiro, até aproximadamente metade de seu comprimento.
Dessa forma a segunda amostra era submetida a uma contrapressão exercida
pela amostra precedente, ainda ocupando o canal à sua frente. Essa técnica foi
utilizada para analisar o avanço das linhas de deformação desde a porção não
deformada até a completamente deformada.
Para uma análise quantitativa da deformação resultante as amostras
foram fotografadas, procedendo-se à análise das malhas deformadas, ver
Figura 4.4. A partir destas imagens foi medido o ângulo γ (cuja tangente
representa o grau de deformação cisalhante) e estimado o grau de
homogeneidade da deformação no volume da amostra. Isso foi obtido
considerando a relação entre
a área deformada uniformemente (A
h
) e a área
total mapeada (A
t
), isto é, (A
h
/A
t
).
51
A técnica experimental descrita foi denominada “simulação física”. A
precisão das medidas do ângulo correspondente à deformação foi estimada em
0
o
30’, aproximadamente.
Em complementação à simulação física foi realizado um trabalho de
simulação numérica por elementos finitos (EF) com o objetivo de desenvolver
modelos de simulação numérica por EF e aprimorar a técnica ECA através da
previsão computacional de vários aspectos do processo como, atrito matriz-
amostra, cargas de prensagem e influência da geometria do canal na
severidade e distribuição da deformação. A simulação numérica foi feita
utilizando um modelo constitutivo de elementos finitos para grandes
deslocamentos e grandes deformações plásticas, com malha tridimensional de
oito nós, aplicando o método das penalidades para a superfície de contato e
considerando coeficiente de atrito µ = 0,04. A simulação computacional é
vantajosa em relação à simulação física devido seu baixo custo e,
principalmente, rapidez de resposta.
Figura 4.4 Exemplo de malha obtida após deformação ECA e medição do
ângulo γ.
4.3 Deformação ECA Ti
4.3.1 Materiais e Amostras
Foi utilizado Ti comercialmente puro de Grau 2 com a composição dada
na Tabela 4.3. O material recebido foi usinado para obtenção de amostras com
10 mm de diâmetro por 70 mm de comprimento.
52
Tabela 4.3 Composição química do material utilizado*
Elemento
N H C Fe O
2
Ti
(%) 0,01 0,01 0,001 0,06 0,09 Resto
(*) Certificado de análise do fornecedor
4.3.2 Tratamento térmico pré-deformação
Para garantir que o material inicial esteja livre de deformação e tenha
tamanho de grão uniforme, todas as amostras foram recozidas a 710°C por 2
horas e resfriadas ao ar. Este ciclo térmico é o recomendado na literatura
técnica [71].
As amostras somente recozidas foram denominadas 0X.
4.3.3 Deformação ECA
Uma matriz construída em aço H13 e provida de um canal com φ = 120º
e diâmetro 10 mm, mostrada na Figura 4.5, foi utilizada para a realização do
processo ECA. As amostras foram prensadas em uma máquina de ensaios
universal Instron 5500R com capacidade máxima de carga de 25000 Kgf, por
meio de um punção fixo na travessa do equipamento, que operou com uma
velocidade de avanço constante e igual a 5 mm min
-1
.
53
Figura 4.5. Matriz aberta utilizada no processo de deformação ECA.
A prensagem foi realizada a uma temperatura de aproximadamente
300°C, seguindo-se a rota B
C
(rotação de 90° no sentido horário entre cada
passe) realizando-se até quatro passes (4X). Também foi realizado um passe
ECA em temperatura ambiente.
Para a obtenção de amostras multi-passe segue-se o seguinte
procedimento: com o avanço do punção, um primeiro tarugo é forçado até
atingir a segunda parte do canal. Um segundo tarugo é então introduzido e ao
ser prensado pelo punção provoca a extrusão completa e saída do primeiro, e
assim sucessivamente.
4.3.4 Laminação
A laminação dos tarugos foi realizada no laminador duo-reversível FENN
55DC2 do DEMa/UFSCar. Amostras 0X foram laminadas em temperatura
ambiente e três reduções de espessura, 50, 70 e 90%. As previamente
deformadas por passes ECA foram laminadas de modo idêntico, mas a
redução de espessura foi de 70%.
4.3.5 Dureza e propriedades de tração
Foram avaliadas através de ensaios de tração e de dureza Vickers. Os
ensaios de tração utilizaram uma máquina INSTRON 5500R com velocidade
54
constante de tracionamento de 1 mm min
-1
. Os corpos de prova foram
extraídos por usinagem por eletroerosão dos tarugos na condição inicial e em
todas as condições de deformação, conforme desenho da Figura 4.6. Os
ensaios de dureza Vickers foram realizados entre cada etapa da deformação
de acordo com a norma ABNT NBR 6672 [72], para amostras no estado inicial
e todas as condições de deformação. Foi utilizada uma carga normal de 20 kgf
e, no caso do ensaio de microdureza, uma microcarga de 200 gf.
Figura 4.6 Dimensões dos corpos de prova para ensaios de tração. A seta
indica a direção de extrusão e de laminação.
4.3.6 Microestrutura
Para a microscopia ótica as amostras foram inicialmente cortadas por
meio de um disco diamantado em uma cortadeira AROTEC AROCOR 40 e
embutidas a quente em baquelite. Na sequência, utilizando uma lixadeira e
politriz universal ARAPOL-E, as amostras foram lixadas em lixas d’água com
granulometria entre 120 e 1200, em seguida polidas em pano feltro com pasta
de diamante STRUERS ¼ µm. Por fim, foram submetidas ao ataque químico,
especificado na Tabela 4.4.
Tabela 4.4. Composição do reagente Kroll e procedimento de ataque
químico.
Reagente Composição Tempo de Observações
55
ataque (s)
Kroll
3 mL de HF
concentrado
30
Ataque a frio
por imersão
seguido de
enxaguamento
em água e
secagem
6 mL de HNO
3
concentrado
100 mL de
água destilada
Para as amostras apenas foram extraídas amostras em um plano
perpendicular ao plano de laminação, conforme a Figura 4.7. As amostras
previamente deformadas por ECA foram laminadas na direção do eixo maior do
tarugo.
Figura 4.7. Desenho esquemático de uma amostra pós laminação, com
destaque para o plano de interesse na análise microestrutural.
Também foram feitas observações com maior resolução por Microscopia
Eletrônica de Transmissão (MET) em um microscópio Phillips CM120. As
amostras foram seccionadas ao longo do plano Y utilizando uma cortadeira
STRUERS com disco diamantado e preparadas em um equipamento
TENUPOL3 utilizando um eletrólito de 5 perclórico - 95 ácido clorídrico.
56
4.3.7 Corrosão
Para verificar a influência da deformação nas propriedades de corrosão
do Ti foram realizados em parceria com o Laboratório de Corrosão de
DEMa/UFSCar ensaios de polarização potenciodinâmica cíclica segundo as
normas ASTM G – 5 [73] e ASTM F – 2129 [69] em amostras deformadas e
não deformadas.
Os ensaios foram realizados em solução aquosa 0,9% de NaCl
naturalmente aerada e na temperatura de 25ºC. Foi utilizada uma célula
eletroquímica constituída por um eletrodo de referência do tipo calomelano
saturado (ECS), um contra-eletrodo de platina e o eletrodo de trabalho,
constituído por amostras de titânio como indicado na Figura 4.8.
Figura 4.8. Esquema de funcionamento da célula eletroquímica e foto do
eletrodo de trabalho.
Na realização do ensaio foi utilizada uma taxa de varredura de 1 mV/s,
iniciando a varredura no sentido anódico a partir do potencial de corrosão.
Após 1 h em circuito aberto ou variação de potencial menor que 2 mV em 180s,
reverteu-se a varredura para o sentido catódico em 800 mV
ECS
ou quando a
corrente atingisse duas ordens de grandeza maior do que o patamar de
passivação.
57
Os ensaios foram realizados em triplicata para verificar a
reprodutibilidade dos resultados.
4.3.8 Ensaios de torção
Visando a caracterização do Ti CP deformado por ECA para aplicação em
parafuso para implantes foram realizados ensaios de torção em corpos de
prova conforme a Figura 4.9. Os ensaios foram realizados em máquina de
torção modelo Termo Mec Orto, em temperatura ambiente com velocidade de 2
RPM e célula de carga com capacidade de 200Nm. Para fins de comparação
também foram realizados ensaios na liga Ti-6Al-4V.
Figura 4.9 Dimensões dos corpos de prova para ensaios de torção.
5 RESULTADOS E DISCUSSÃO
5.1 Grau e homogeneidade de deformação
O grau de deformação em cisalhamento γ para o processo ECA pode ser
calculado pela equação 3.7 desenvolvida por Iwahashi e outros [33], ver item
3.5.1.
Na Tabela 5.1 são apresentados os graus de deformação calculados a
partir da expressão 3.7 para as configurações do canal empregadas,
considerando inicialmente apenas a variação do raio externo R do canal. O
58
ângulo ψ é decorrente dos raios R, r e da largura L
o
do canal. O grau de
deformação cisalhante estimado (γ∗), indicado em valor absoluto, corresponde
à tangente do ângulo γ mostrado na Figura 3.8.
Tabela 5.1 Graus de deformação calculados através da previsão teórica
apresentada na equação 3.7 (γ*), e respectivo ângulo de distorção da malha de
referência (γ), em graus.
R (mm) r(mm)
ψ (
ο
) γ∗ (γ )
0 0 0 1.155 (49,1º)
8 0 32 1.074 (47º )
14 0 60 1.047 (46,3º)
A Figura 5.1 mostra tarugos de Pb-62%Sn com malhas de referência
deformadas após um passe ECA, variando inicialmente apenas o valor do raio
externo R do canal. Nessa mesma figura, são comparadas as medidas da
simulação física com a simulação feita por EF. Os resultados do grau e
homogeneidade de deformação são apresentados na Tabela 5.2.
59
Figura 5.1. Malhas de deformação para as amostras Pb-62%Sn simulação
física e simulação computacional, para r=0 variação de R.
Tabela 5.2. Comparação dos níveis de deformação obtidos pela
equação (3.7), simulação física e simulação por EF, e valores de
homogeneidade de deformação.
R/r
ψ(
ο
) γ∗ (γ º)
Previsão
teórica
γ∗ (γ º)
Simulação
física
γ∗ (γ º)
Simulação
numérica
Razão
A
h
/A
t
(%)
0/0 0 1,155
(49,1)
1,110 - 1,187
(48,0 - 49,9)
1,118 – 1,130
(48,2 - 48,5)
56
8/0 32 1,074
(47,0)
1,054 -1,099
(46,5 - 47,7)
1,079 – 1,138
(47,2 - 48,7)
50
14/0
60 1,047
(46,3)
0,952 – 1,036
(43,6 - 46,0)
1,061 – 1,118
(46,7- 48,2)
45
60
Os resultados resumidos na Tabela 5.2 mostram concordância razoável
entre os valores calculados pela fórmula de Iwahashi [33], a simulação física e
as simulações por EF. Pode-se observar que os desvios no valor de γ parecem
aumentar com o aumento de ψ, e, de modo contrário, a homogeneidade da
deformação diminui com o aumento do raio de curvatura. A melhor
concordância entre os resultados obtidos pelos três métodos empregados, foi
observada quando se utilizou raios R iguais a zero e 8 (ψ = 0
o
ou 32º); os
valores obtidos por cada método foram muito próximos, com divergências de
apenas ≈ 2%, como é possível notar na Figura 5.2.
Figura 5.2. Variação do grau de deformação com ângulo ψ para os
resultados obtidos por simulação numérica, calculados e medidos.
Um bom projeto de matriz ECA significa obter deformações severas e
homogêneas aplicando os menores esforços possíveis. Uma avaliação dos
esforços mecânicos envolvidos no processo é apresentada na Figura 5.3, de
onde se pode concluir que o aumento de R tende a diminuir a força de
extrusão. Como mencionado, reduzir as forças envolvidas pode ser importante
quando se trabalha com materiais difíceis de deformar, como por exemplo,
aços e ligas de Ti. Neste caso, configuram-se objetivos conflitantes, uma vez
que, como comentado na Figura 5.2, aumentando-se R (e portanto ψ) perde-se
tanto em severidade quanto em homogeneidade da deformação.
A heterogeneidade de deformação observada nas amostras obtidas no
presente trabalho é bastante semelhante àquela da Figura 3.16. As regiões
61
heterogêneas se localizam próximo à superfície inferior de contato da amostra
com o canal; para as configurações R=0 e R=8 essas regiões não
ultrapassaram 2 mm de espessura.
50
250
450
650
850
0 10 20 30 40 50
(mm)
(Kgf)
R0
R8
R14
Figura 5.3. Forças de prensagem durante processo ECA para diferentes
valores do ângulo Ψ da matriz. Liga Pb-62%Sn
Um trabalho bem detalhado sobre as forças do processamento ECA foi
recentemente realizado por Valio e outros [74], onde, através de um visor de
acrílico, os autores obtiveram seqüência de fotos que mostram diferentes
estágios da deformação durante a prensagem. Combinando as imagens com
os gráficos de força versus deslocamento do punção, relacionou-se a resposta
mecânica da amostra com sua posição no canal. A Figura 5.4 mostra essa
correlação indicando que a ponta da amostra, ao tocar a parede superior
interna do canal angulado causa um segundo aumento na força. Esse mesmo
comportamento é observado em todas as amostras de Pb-62%Sn aqui
processadas.
62
Figura 5.4. Variação da força de prensagem em função da posição da amostra
em uma matriz ECA com R = 14 e r = 8. As imagens 1,2 e 3
apresentam fotos obtidas durante a prensagem nas posições 1, 2 e
3 destacadas no gráfico.
O modelo de Iwahashi [33] é relativamente simples e relaciona a
deformação cisalhante com o ângulo Ψ, cuja variação segue a variação de R,
para r constante e igual a zero. A expressão é aplicada por muitos
pesquisadores e geralmente oferece boa estimativa do nível de deformação
cisalhante resultante. Entretanto, vários outros modelos já foram propostos na
literatura, dando tratamentos diferenciados por áreas na região de
cisalhamento da amostra. Stoica e outros [75] fazem uma comparação dos
resultados obtidos com alguns desses modelos. No presente trabalho foram
aplicadas variações também do raio interno r, as quais não são consideradas
na fórmula de Iwahashi. Por isso os resultados apresentados a seguir mostram
63
apenas as medidas físicas do ângulo de inclinação das malhas de referência e
o correspondente grau de deformação resultante.
A Figura 5.5 juntamente com a Tabela 5.3 resume os resultados da
simulação física executada sobre amostras de Pb-62%Sn variando R e r.
Figura 5.5. Medidas de γ para Pb-62%Sn submetido a um passe ECA, para
várias configurações do canal de extrusão.
64
Tabela 5.3 Medidas de γ para diferentes combinações de R e r.
R(mm) r(mm)
γ∗ (γ º)
Simulação física
0
0 1.188(49,9)
3 1.050(46,4)
8 1.209(50,4)
14 1.235(51,0)
8
0 1.099(47,7)
3 0.866(40,9)
8 0.888(41,6)
14 0.523(27,6)
14
0 1.036(46,0)
3 0.784(38,1)
8 0.538(28,3)
14 0.272(15,2)
φ = 120
ο
, Lo = 14 mm.
O efeito das diferentes combinações de R e r no grau de deformação,
apresentados na Tabela 5.3 são claramente mostrados pelo gráfico da Figura
5.6. Nota-se que para R = 0 obtém-se os níveis mais altos de deformação, que
praticamente independem do raio interno r. Nesta condição foi observado
qualitativamente que a área homogeneamente deformada é maior. Nas demais
situações, é evidente que o aumento de ambos os raios de curvatura leva a
deformações menores e menos homogêneas.
65
0
0,7
1,4
0 3 6 9 12 15
r (mm)
γ
γ
γ
γ
R=0
R=8
R=14
Figura 5.6. Efeito dos raios externo e interno do canal de extrusão nos níveis
de deformação cisalhante, γ .
A variação da força de prensagem com o deslocamento do punção é
vista na Figura 5.7. Os dados de força x deslocamento são fornecidos pela
célula de carga da máquina INSTRON. Observa-se que o aumento do par R e r
diminui o esforço de prensagem, sendo que a redução é mais sensível ao raio
R. Dessa forma é possível melhorar a operacionalidade do processo
aumentando os raios de concordância entre os canais. No entanto, como visto
anteriormente o aumento de R e r tem efeito negativo na homogeneidade e no
grau deformação resultante.
66
Figura 5.7. Forças de prensagem em função do deslocamento do punção, para
diferentes configurações do canal de extrusão.
Os resultados apresentados acima estão em concordância com dados
da literatura sobre a influência da geometria do canal na força de prensagem,
como no trabalho de Basavaraj [76] e Yoon [77] onde foi verificado que a
distribuição da deformação plástica homogênea é menor quanto maior o valor
do ângulo φ e, além disso, que a homogeneidade ótima é atingida para ângulos
ψ pequenos (ψ=3º [78]). Quanto às forças, Perez [78] propõe equações para
que esta seja calculada em função dos ângulos, dos raios e da largura do canal
e, por fim, mostra alguns resultados obtidos para um canal com φ=90º, onde
conclui que a diminuição do raio externo causou um grande aumento na força
de prensagem
Existem outros fatores que também são determinantes na força de
prensagem. O atrito entre a amostra e o canal é um destes; as cargas podem
ter grandes variações podendo inviabilizar a prensagem dependendo do
acabamento superficial da amostra e do canal e do lubrificante utilizado. Em
geral busca-se que o canal e a amostra tenham menor rugosidade possível e
utiliza-se um graxa a base de MoS
2
ou uma mistura de MoS
2
com grafite em pó,
para que o atrito seja minimizado. Outro fator que pode causar um efeito
67
catastrófico na carga de prensagem em matrizes bipartidas, como é o caso da
matriz da Figura 4.5, é a qualidade do fechamento das partes que formam o
canal. Caso ocorra algum problema como falta de paralelismo ou defeitos na
superfície entre as faces de contato das duas placas pode ocorrer formação de
rebarbas durante a prensagem. Essas rebarbas são filetes do material que está
sendo extrudado que adentram o vão entre as placas e fazem com que a carga
de prensagem aumente drasticamente, e, em alguns casos causam até a
quebra da matriz. A velocidade de prensagem também é um fator que pode
afetar, mesmo que em menor escala, a força de prensagem.
Os resultados obtidos sobre as amostras de Pb-62%Sn serviram como
base experimental para o projeto e construção de uma matriz destinada à
extrusão de Ti.
5.2 ECA em Ti.
O conhecimento adquirido com os experimentos de otimização da
geometria da matriz, relatado no item 5.1, tornou possível projetar e construir
uma matriz que se mostrou muito adequada para o restante do trabalho. Esse
equipamento foi mostrado na Figura 4.5, e tem canais de seção circular com
diâmetro de 10mm, φ = 120°, R =5, 5 mm e r = 0 mm. Considerando que o Ti é
um material de difícil processamento por ECA, procurou-se a melhor relação
entre a carga de prensagem e a homogeneidade da deformação. Dessa
maneira foi selecionada uma combinação de raios que resultou em Ψ próximo
de 32°, o que diminuiu consideravelmente a carga de pr ensagem, quando
comparada com a configuração de Ψ=0°, mantendo a deformação bastante
homogênea. A seção circular foi escolhida para facilitar a usinagem das
amostras a partir barras cilíndricas de Ti CP2 fornecidas pelos fabricantes. O
diâmetro do canal foi escolhido visando otimizar a relação entre a carga
suportada pelo punção e a carga necessária para deformar a amostra.
As forças envolvidas na prensagem do Ti são apresentadas na Figura
5.8. Observa-se que o perfil da curva é semelhante ao apresentado na Figura
5.4, com um primeiro pico de em torno de 15 mm, uma subsequente queda na
força e outro aumento, já com a amostra no canal de saída. Ainda na Figura
68
5.8 é apresentado um caso em que a deformação a quente foi bem sucedida, e
a deformação a frio apresentou problemas de excesso de carga. O aumento da
temperatura melhorou significativamente a operacionalidade do processo, que
algumas vezes não foi possível de ser concluído em temperatura ambiente.
Quando o processo é realizado a aproximadamente 300°C, concluiu-se
que a força de prensagem não deve ultrapassar 8000 kgf para que a
prensagem seja bem sucedida. Uma carga mais alta que essa é um indício de
problema operacional; uma discussão maior sobre esses problemas será feita
no item 5.3 a seguir.
0
4000
8000
12000
16000
0 10 20 30 40 50
Deslocamento do punção (mm)
Força (kgf)
1X
4XH
3XH
2XH
1XH
Figura 5.8. Forças de prensagem durante deformação ECA do Ti
5.3 Operacionalidade do processo e dificuldades envolvidas
na prensagem do Ti.
Como mencionado, um grande atrativo da tecnologia ECA é sua relativa
simplicidade. No entanto algumas dificuldades devem ser mencionadas quando
se trata de deformar materiais com elevada resistência mecânica com é o caso
do Ti: durante a prensagem do Ti foi possível notar que fatores essencialmente
práticos, como a seleção correta do material e do tratamento térmico da matriz
e do punção, a folga entre este e o canal de extrusão, a qualidade do
69
fechamento da matriz e a lubrificação empregada são vitais para o sucesso da
ECA.
O punção utilizado na prensagem foi construído em Aço SAE D2,
temperado e revenido até dureza final de 58HRc. Foi observado que em cargas
superiores a 14000 kgf sempre ocorria a quebra ou a deformação do punção,
de maneira que, por motivos de segurança e para manter a integridade da
matriz, a máquina INSTRON foi regulada para não ultrapassar esta carga.
A folga entre o punção e o canal é também pode a causar alguns
problemas durante a prensagem; foi observado que quando esta folga era
grande (> 0,2mm) aumentava a possibilidade do material ser extrudado em
sentido contrário ao da prensagem, formando uma rebarba no espaço entre o
punção e a matriz. Isso inviabilizava a continuidade do processo por excesso
de carga.
Por fim, a maior de todas as dificuldades foi evitar que durante a
prensagem o material formasse um filete do na junção entre as duas metades
da matriz, produzindo assim uma finíssima rebarba na amostra. Pequenas
imperfeições nas superfícies de contato das duas partes da matriz eram
suficientes para causar este problema. Em algumas ocasiões o processo
precisou ser interrompido e a matriz aberta devido ao excesso de carga assim
causado, e a Figura 5.9 mostra uma foto da matriz de por ocasião de uma
dessas ocorrências.
70
Figura 5.9. Foto de uma prensagem ECA interrompida devido a formação de
rebarba.
A utilização de um canal de extrusão bipartido apresenta vantagens
como: maior facilidade na construção e melhor conservação do canal, dada a
possibilidade de limpá-lo e poli-lo após a utilização, além de um melhor
aproveitamento das amostras, pois sempre é possível abrir a matriz e utilizar a
amostra que não saiu completamente do canal. Por outro lado, a possibilidade
de formação de rebarbas é um típico problema desta configuração e alguns
trabalhos na literatura ECA reportam a utilização de canais fechados, ou seja,
que são inteiramente fabricados em um bloco sólido como esquematizado na
Figura 5.10.
71
Figura 5.10. Diferentes projetos de matriz ECA. Em (a) matriz com canal
bipartido, e em (b) matriz com canal construído em um bloco sólido.
No presente caso, o grande desafio operacional na prensagem do Ti foi
minimizar a ocorrência dos problemas operacionais citados acima. É
importante ressaltar que estes geralmente estão interligados, de maneira que
ocorrendo algum deles os outros também ocorrerão. Por exemplo, caso ocorra
um excesso de carga causado pela formação de rebarba, a dificuldade para
continuar a prensagem fará com que o material extrude em sentido contrário na
folga entre o punção e o canal. Portanto o projeto e construção da matriz e do
punção deve indispensavelmente levar em consideração tais possíveis
problemas operacionais para que a deformação ECA se suceda com sucesso.
5.4 Comportamento mecânico do Ti deformado
A Figura 5.11 mostra a evolução da dureza em termos da deformação
equivalente para todas as amostras aqui obtidas. É evidente que a laminação a
frio é mais efetiva no aumento de dureza do que o processo ECA. Por exemplo,
com aproximadamente 0,7 de ε
eq
, a amostra submetida a CR atingiu 240 Hv e
a submetida a ECA atingiu 200 Hv. A mesma observação pode ser feita para
as amostras 2XH e 1XH+CR(70), onde a laminação a frio após um passe ECA
72
atingiu uma dureza quase 25% maior que a amostra submetida a dois passes
ECA.
140
180
220
260
300
0 1 2 3 4
Deformação equivalente
Dureza (Hv
20
)
ECA
CR
ECA+CR
CR(30)
CR(90)
CR(70)
1XH 2XH
4XH
1XH+CR(70)
4XH+CR(70)
3XH
Figura 5.11. Dureza em função da deformação equivalente para amostra ECA,
CR e ECA+CR.
Em amostras apenas laminadas mesmo uma deformação equivalente
pequena também resultou em alta dureza. Por exemplo, comparando a
amostra CR(70) com 4XH+CR(70), pode ser visto que a primeira, submetida a
uma deformação equivalente de 0,7 alcançou 230Hv, enquanto a segunda com
ε
eq
= 3,3 atingiu 270Hv, um aumento de apenas 17%. Isto acontece
provavelmente devido a diferença no modo de deformação entre o processo
ECA e a laminação: cisalhamento e compressão, respectivamente. O fato de a
laminação ter sido conduzida a 25
o
C e o ECA em temperatura acima da
ambiente não parece ser significativo para esta diferença, como será discutido
na apresentação do resultados de estabilidade térmica.
Em relação ao aumento de resistência mecânica obtido com o processo
ECA é importante notar que o maior incremento é obtido após o primeiro
passe, quando a dureza passa de 145Hv (amostra 0X) para 205Hv. Com os
passes subseqüentes a dureza continua aumentando em uma velocidade
menor e tende a saturar após quatro passes.
73
Estabilidade térmica é um assunto que tem relação tanto com a
fabricação quanto com o uso do material. No caso particular de metais
submetidos à DPS, é bem conhecido que quando a deformação é feita em
temperatura acima da ambiente a recuperação dinâmica se manifesta e limita o
ganho de resistência mecânica. Similarmente, quando as condições de uso
envolverem temperaturas elevadas uma microestrutura pouco estável irá se
degradar levando à perda de resistência. A Figura 5.12 mostra o efeito do
recozimento pós-deformação, por 0,5 h, em temperaturas entre 100 e 600º C,
na dureza de amostras sujeitas a três condições diferentes de processamento.
Conclui-se que o presente material é estável até 300
o
C, temperatura que pode
ser estendida até 400
o
C se aplicada a sequência completa ECA + CR.
Figura 5.12. Curvas de dureza em função da temperatura de recozimento pós
deformação, entre 100°C e 600°C mantidos por 30 min utos.
Amostras deformadas por ECA e ECA + laminação.
Esse mesmo comportamento foi observado por Stolyarov e outros [60]
quando Ti CP foi deformado por oito passes ECA a aproximadamente 400
o
C e
em seguida laminado a frio com 35 e 55% de redução. Como mostrado na
Figura 5.13, a microdureza se manteve estável até 300
o
C, e inicia a diminuir
em torno de 400
o
C. Observar que a estabilidade térmica das amostras
processadas no presente trabalho é maior do que as da ref. 60. Os mesmo
autores também observaram em outro trabalho que é possível aumentar a
74
ductilidade do material deformado sem perdas significativas de resistência
mecânica com um recozimento a 300°C [59], ver Figura 5.14.
Figura 5.13. Microdureza da seção transversal de amostras de Ti CP
submetidas a várias temperaturas de recozimento por 0 h 30. As
amostras foram processadas por oito passes ECA a 400
o
C
seguido de laminação com 35 e 55% de redução [60].
Figura 5.14. Curva tensão-deformação de amostras de Ti processadas por 8
passes ECA a 400
o
C seguido de 75% de redução por extrusão a
frio e submetidas a diferentes temperaturas de recozimento [59].
Lembrando que o Ti é um material de difícil processamento e que
deformação ECA em temperaturas médias é uma solução prática desse
75
inconveniente, dados de estabilidade térmica da microestrutura podem ser
utilizados para planejar a temperatura de deformação, como também a de uso.
A esse respeito, a Figura 5.12 sugere que 300
o
C seria a máxima temperatura
para deformação ECA e 400
o
C a máxima de recozimento ou de uso, quando
aquele processo é seguido por CR(70).
Os resultados dos ensaios de tração em temperatura ambiente são
apresentados na Figura 5.15 e na Tabela 3.1 a seguir. Iniciando com a análise
da temperatura de deformação, a comparação das amostras 1X e 1XH mostra
que, embora a tensão de escoamento e o limite de resistência a tração sejam
praticamente iguais, a amostra deformada a quente exibe um alongamento
total muito maior em relação à deformada a frio, 22% contra 11%. Esta é uma
evidência que, nas presentes condições de processamento, a deformação em
temperatura ambiente não é preferível em relação ao mesmo processo a
quente, desde que a temperatura de prensagem não seja muito elevada.
Figura 5.15. Curvas tensão-deformação do Ti CP2 em diferentes condições de
processamento e resumo dos resultados obtidos nos ensaios de
tração.
76
Tabela 5.4 Dados de tração do Ti CP2 em diferentes condições de
processamento.
Amostras
σ
σσ
σ
y
(MPa)
σ
σσ
σ
u
(MPa)
))
)
ε
εε
ε
u
(%)
(%) (%)
(%)
ε
εε
ε
t
(%)
(%)(%)
(%)
n K
(MPa)
Hv
0X
337
481
15
30
0,136
731
14
5
1X
561
589
3,1
11
0,027
667
20
5
1XH
544
573
3,9
22
0,045
697
20
5
4XH
651
682
3,7
22
0,041
815
20
8
1XH+CR(70)
747
769
3,4
19
0,029
887
21
3
4XH+CR(70)
779
877
3,3
18
0,043
106
1
22
9
CR(30)
538
633
2,9
18
0,087
932
25
8
CR(70)
605
702
2,4
12
0,093
108
0
27
1
CR(90)
697
797
3
12
0,058
103
3
18
5
A análise do comportamento em tração do material deformado por ECA
a 300
o
C sugere que esta condição deve ter reduzido a tensão residual
originada pelas discordâncias, em relação a amostra 1X. Estudos de laminação
a frio no Ti CP 2 concluíram que dificilmente a recristalização ocorre abaixo de
600
o
C [79]
e além disso 300
o
C corresponde a uma temperatura homóloga de
0,3, insuficiente para a recristalização, mas suficiente para recuperação. A esse
respeito, o trabalho de Stolyarov [60] mostra a microestrutura de Ti submetido a
uma seqüência de DPS na condição como deformado e após recozimento a
77
400
o
C por 30 minutos. As micrografias estão reproduzidas na Figura 5.16 e
observa-se que nessa temperatura ocorreu significativa redução na densidade
de discordâncias, mas sem ter havido crescimento de grão. Portanto, também
no presente trabalho a diferença de ductilidade das amostras 1X e 1XH, que
mantiveram igual resistência mecânica, deve ser atribuída à recuperação
dinâmica.
Figura 5.16. Microestrutura de amostras de Ti submetidas a oito passes
ECA+35%CR na condição como deformada (a), e após
recozimento a 400
o
C por 0 h 30´ em (b). [60].
A Figura 5.17 compara resultados de tração de Ti deformado por ECA
em temperatura ambiente obtidos por Zhao [61] e os obtidos no presente
trabalho. Os valores de σ
y
e σ
u
atingidos após um passe ECA apresentam
grande concordância. Neste trabalho Zhao demonstrou que é possível realizar
múltiplos passes ECA em Ti em temperatura ambiente desde que as condições
experimentais como: ângulos da matriz, velocidade de prensagem e
lubrificação da amostra sejam cuidadosamente escolhidos. O principal
resultado deste estudo foi a possibilidade de melhoria na ductilidade com o
aumento do número de passes.
78
400
600
800
1000
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9
Número de passes ECA
Tensão (MPa)
10
15
20
Alongamento (%)
sy su Série3 Série4 Série5
σ
σσ
σ
y
Zhao (2010)
σ
σσ
σ
u
Zhao (2010)
σ
σσ
σ
y
σ
σσ
σ
u
Alongamento
Zhao (2010)
Figura 5.17. Comparação de resultados de propriedades de tração de Ti CP
submetido à deformação ECA a 25
o
C: em preto, ref. 61 e em
vermelho os do presente trabalho.
A Figura 5.18 é uma compilação dos melhores resultados das
propriedades de tração de Ti CP submetido a DPS (ECA seguida de
laminação). Fica claro que essa tecnologia é capaz de aproximar a resistência
mecânica do Ti aos níveis da liga Ti-6Al-4V.
0
1200
Ti CP Stolyarov,
2001
Stolyarov,
2003
Zhao, 2008 Zhao, 2010 Presente
trabalho
(MPa)
0
10
20
30
40
Alongamento (%)
su sy Série3
Ti 6Al 4V
σ
y
σ
u
ε
Figura 5.18. Comparação dos resultados de tensão de escoamento, limite de
resistência e alongamento aqui obtidos com os principais
79
resultados encontrados na literatura. A linha tracejada
representa o limite de resistência da liga Ti-6Al-4V.
A Figura 5.19 reúne dados da variação do alongamento total, isto é, ∆ε =
ε
nX
– ε
0X
, e da variação do limite resistência (∆σ = σ
nX
– σ
0X
) das amostras
deformadas, em relação a amostra 0X. Pode-se observar que a maior perda de
ductilidade tem lugar na amostra 1X que exibiu uma diminuição de 19% no
alongamento em relação a amostra inicial. Nota-se também que a laminação
sempre teve um efeito prejudicial nesta propriedade, comparar as amostras
4XH e 0X+CR(70): ambas atingiram o mesmo nível de resistência, houve uma
diferença de 10 pontos percentuais no alongamento final exibido pelas duas
amostras, o que significa que a deformação total em tração da amostra
deformada por ECA é quase o dobro da exibida pela amostra laminada. Essa
observação permite supor que o ∆σ resultante da laminação seja conseqüência
de encruamento, apenas, enquanto o obtido com a deformação ECA resulte da
redução de tamanho de grão. Neste grupo de amostras, com o decorrer da
deformação as discordâncias são progressivamente absorvidas pelos
contornos de subgrãos, transformando-os em contornos de grão de grande
ângulo, como já é consenso na literatura [2, 62]. Com isso, o interior dos grãos
está mais livre de discordâncias, o que explica a maior ductilidade da condição
4XH sobre a CR(70).
Comparando as amostras 1XH e 4XH, observa-se que a segunda é mais
resistente, porém ambas apresentaram praticamente o mesmo alongamento
final, evidenciando que o aumento do número de passes ECA pode melhorar a
resistência sem perda significativa da ductilidade. Também é possível notar
que a perda de ductilidade provocada pela laminação é menor em amostras
previamente submetidas a ECA; por exemplo, comparando as amostras
1XH+CR(70) e 0X+CR(70), nota-se que a combinação do processo ECA com a
laminação resultou em melhor ductilidade do que apenas a laminação.
Possivelmente, esse comportamento também se explica pelas considerações
do parágrafo anterior
80
Dessa forma é possível concluir que a perda de ductilidade provocada
pela deformação ECA é menor que a provocada pela laminação, e também
esta perda é amenizada quando se combinam os dois processos.
0
100
200
300
400
500
-20 -18 -16 -14 -12 -10 -8 -6 -4 -2 0
∆ ε (%)
∆ ε (%)∆ ε (%)
∆ ε (%)
∆ σ
∆ σ
∆ σ
∆ σ
u
(Mpa)
4XH+CR(70)
1XH+CR(70)
4XH
1XH1X
0X+CR(70)
0X+CR(30)
0X+CR(90)
0X
Figura 5.19. Variação do alongamento e do limite de resistência das amostras
deformadas em relação a amostras 0X.
A Figura 5.19 ilustra de modo claro a busca do compromisso resistência
x ductilidade. Nesta figura a condição ideal seria aquela que se localizasse no
canto superior direito do gráfico, ou seja, que não houvesse perda de
ductilidade e que o ganho de resistência mecânica fosse maximizado. A
amostra que melhor combinou essas propriedades foi a 4XH+CR(70), por
apresentar o maior ganho de resistência mecânica e uma perda de ductilidade
intermediária.
A Figura 5.20 mostra a região de deformação plástica da curva tensão-
deformação em tração para as diversas condições de processamento das
amostras. A tensão é dada em termos de σ – σ
y
e a deformação em termos de
ε
pl
(deformação plástica), o que significa que apenas a região entre o
escoamento e a tensão máxima é representada. Este gráfico indica que o
processamento por DPS causou uma redução drástica na capacidade de
endurecimento por deformação, característica que é refletida pela redução da
deformação uniforme que caiu de 13,4% (amostra 0X) para aproximadamente
81
3% para as amostras 1XH e 4XH; por outro lado, o alongamento total não foi
muito afetado, ver Tabela 5.4. O valor do alongamento uniforme (ε
u
) é um
parâmetro crítico para avaliar a conformabilidade a frio de materiais, o baixo
valor dessa propriedade nos materiais submetidos DPS sugere que estes
aparentam não ser adequados para obtenção de produtos através de
estampagem ou forjamento a frio.
Figura 5.20. Região de deformação uniforme da curva tensão
deformação para todas as amostras estudadas.
No gráfico da Figura 5.21 é possível observar que σ
u
– σ
y
é maior para
as amostras laminadas do que para àquelas submetidas à ECA, com exceção
apenas para amostra 4XH+CR(70).
82
0
40
80
120
160
0X
1X
1XH
4XH
1XH
+
CR(70)
4XH
+CR
(70)
CR(3
0
)
CR
(7
0)
CR(9
0)
σ
σ
σ
σ
u
-
σ
σ
σ
σ
y
(MPa)
Figura 5.21. Valores da diferença entre limite de resistência e a tensão de
escoamento para todas condições de processamento.
O gráfico da Figura 5.22 relaciona o valor de σ
u
– σ
y
com o expoente de
encruamento n. Observa-se as amostras submetidas a ECA apresentam os
menores valores de n e de σ
u
– σ
y
, essa combinação é maior para as
laminadas e o maior valor desse para de propriedades é encontrado na
amostra 0X. O maior encruamento obviamente foi encontrado na amostra
inicialmente livre de deformação e variação encontrada entre as amostras
deformadas por ECA e por laminação pode ser atribuída aos diferentes
mecanismos de deformação de cada processo.
0
160
0 0,02 0,04 0,06 0,08 0,1 0,12 0,14 0,16
Expoente n
σ
σ
σ
σ
u
-
σ
σ
σ
σ
y
(MPa)
0X
CR70
CR30
CR90
4XH+CR70
1XH+CR70
1X
4XH
1XH
Figura 5.22 Valores da diferença entre limite de resistência e a tensão de
escoamento em função do expoente de encruamento.
83
5.5 Microestrutura
A microestrutura inicial do material é mostrada na Figura 5.23. Ela
consiste de grãos equiaxiais grandes, com tamanho médio de
aproximadamente 15 µm.
Figura 5.23. Microscopia ótica da amostra 0X; grãos equiaxiais com ausência
de deformação.
A Figura 5.24 apresenta micrografias óticas da seção longitudinal (Plano
Y) das amostras 1XH e 4XH, e da amostra laminada a frio com 70 % de
redução, com e sem deformação ECA anterior. Comparando-as com a Figura
5.23 fica claro que a deformação promove significativo refinamento da
microestrutura, embora a resolução da microscopia ótica não seja suficiente
para distinguir os grãos individuais.
84
Figura 5.24. Micrografias da seção longitudinal das amostras a) 1XH, b) 4XH ,
c) 0X+CR(70) e d) 4XH+CR(70).
As micrografias referentes ás amostras 1XH e 4XH não evidenciam
alinhamento macroscópico ou bandas de deformação e da comparação entre a
Figura 5.24 (a) e (b), o refinamento e a homogeneidade da microestrutura são
mais pronunciados após quatro passes ECA. De qualquer modo, afirmações
precisas sobre a condição microestrutural de materiais microestruturados só
podem ser fornecidas por MET, e a esse respeito a Figura 5.25 compara a
amostra 1XH com a 4XH, e mostra que a segunda caracteriza-se por refino de
grão mais acentuado, maior densidade de discordâncias e contornos de grão
mais bem definidos, entretanto ainda com microestrutura bem heterogênea.
Adicionando a laminação, ocorre uma deformação ainda maior e grãos ainda
mais finos são formados. O tamanho de grão final para a amostra 4XH+CR(70)
foi estimado em 200 nm.
85
Figura 5.25 MET das amostras das amostras submetidas a um e quatro
passes ECA a 300°C e a quatro passes a quente segui do de
laminação.
5.6 Corrosão
A Figura 5.26 mostra as curvas de polarização anódica do Ti. Nas
amostras 0X, 1X e 4XH observa-se a existência de um patamar passivo
relativamente amplo com baixas densidades de corrente, da ordem de
10
-6
A/cm
2
. Além disso, as curvas de polarização não apresentam picos ativos
nem picos de corrente que possam ser relacionados com início e propagação
de corrosão localizada.
86
Figura 5.26 Curvas de polarização anódica das amostras 0X, 1X e 4XH
realizadas em uma solução de 0,9% NaCl em temperatura
ambiente.
Para a aplicação de Ti CP2 submetido a processos de DPS na
fabricação de parafusos corticais do tipo HA 3,5, é necessário que este material
tenha elevada resistência à corrosão. Como mencionado no item 3.10, de
acordo com os trabalhos de Rosenbloom e Corbett [68, 70], o material é
totalmente aceitável se o potencial de pite (E
pite
) for igual ou superior a
600mV
ECS
. Como indica a Figura 5.26, nenhuma das amostras de Ti apresenta
potenciais de pites abaixo de 800mV
ECS
, portanto as três condições aqui
estudadas são totalmente aceitáveis.
5.7 Ensaios de torção
Como visto na Tabela 3.8, para se utilizar materiais processados por
DPS na fabricação de parafusos para implantes, além da resistência à
corrosão, é necessário cumprir uma série de requisitos relativos à resistência
mecânica.
87
A partir dos dados de tração, fazendo uso das equações 5.1 e 5.2, é
possível calcular o comportamento mecânico dos parafusos em condições de
tensão em torção:
( )
nm
D
T
++= 3
)2/(2
3
3
π
σ
5.1
32L
D
eq
θ
ε
=
5.2
- onde
σ
é a tensão em tração equivalente, T o torque,
ε
eq
a deformação
equivalente, D o diâmetro do parafuso,
θ
o ângulo de rotação e L o
comprimento inicial da amostras ensaiada em torção. Pode ser demonstrado
[80] que, para ensaios em temperatura ambiente, no valor de máximo torque os
parâmetros m e n podem ser desprezados. Nota-se que ambas as equações
são válidas somente até o limite de deformação uniforme,
ε
u
.
A Figura 5.27 resume os resultados do limite de resistência á torção, LT,
e o correspondente ângulo de rotação, calculado através das equações 5.1 e
5.2 utilizando os valores de
σ
u
e
ε
u
da Tabela 5.4. As dimensões D e L foram
tomadas como 2,4 mm (diâmetro da alma de parafusos corticais tipo HA3,5) e
6,5 mm (aproximadamente cinco vezes o passo da rosca).
Resulta da figura que as amostras 0X+CR(90) e 4XH+CR(70) atingiram
valores de LT bem próximos, quando não ligeiramente superiores, ao da liga
Ti-6Al-4, mas menores que o requerido pela ASTM F543 [12]. Mesmo a liga
atingiu um valor de LT de 1,8 N.m, ainda inferior ao pedido pela Norma. Deve
ser levado em conta que no presente cálculo D foi considerado igual ao
diâmetro da alma do parafuso. Na realidade, a rosca do parafuso é uma
ranhura helicoidal sobre uma superfície cilíndrica, e desta maneira a seção
transversal não é realmente circular. O círculo foi a geometria utilizada nos
cálculos acima, o que resultou em um valor de LT subestimado.
88
Figura 5.27. Torque e ângulo de rotação estimados para σ = σ
u
, for para todas
as condições de processamento do Ti CP2. A linha tracejada
indica o requisito mínimo de LT da ASTM F543.
O ângulo de rotação no LT das amostras deformadas foi comparado ao
da liga Ti6-4 (este requisito não está presente na ASTM F543). Apesar de
todos os valores das amostras de Ti CP2 serem baixos quando comparado
com o valor para Ti6-4, os altos valores de alongamento na fratura obtidos nos
ensaios de tração sugerem que o ângulo de rotação (180° conforme a ASTM )
atinja valores próximos ao requerido na norma.
A análise apresentada acima buscou relacionar um requisito de
desempenho do produto com a equivalente propriedade mecânica do material.
Dessa forma é possível estabelecer valores de propriedades mecânicas
mínimas para que o produto atinja o desempenho requerido. Este tipo de
análise, visando estabelecer propriedades mecânicas mínimas, não é possível
de ser feita em produtos já acabados devido à complexa soma de fatores que
afetam a resposta mecânica do produto final.
A Figura 5.28 apresenta resultados dos ensaios de torção realizados em
corpos de prova usinados a partir da liga Ti64 e Ti CP2 na condição 4XH; os
valores de LT e AR obtidos são mostrados na Tabela 5.5. A amostra
deformada por ECA atingiu um LT de 8,55 N.m enquanto a liga Ti64 atingiu
11,25 N.m; em relação à deformação o metal puro deformou 23° a mais que a
liga.
89
0
2
4
6
8
10
12
14
0 50 100 150 200 250 300 350
Ângulo (
o
)
Torque (N.m)
Ti64-1
Ti64-2
Ti4xh-1
Ti4XH-2
Figura 5.28 Resultados do ensaio de torção para amostras de Ti4XH e
da liga Ti64.
Tabela 5.5 Valores de LT e AR obtidos no ensaio de torção
LT (N.m)
AR(°)
Ti64-1 11,4 225
Ti64-2 11,1 235,6
Ti64 (média) 11,25 230,3
Ti4XH-1 8,3 262,3
Ti4XH-2 8,8 244,7
Ti4XH (média) 8,55 253,5
A viabilidade de se aplicar Ti deformado por ECA em parafusos para
implantes ortopédicos é apresentada no gráfico da Figura 5.29, onde a linha
contínua representa o LT mínimo requerido pela ASTM F543 em testes de
torção aplicados a parafusos com dimensões e geometria padronizadas, neste
gráfico, caracterizados pelo diâmetro da alma do parafuso. No mesmo gráfico
estão indicados para comparação os resultados obtidos nos ensaios de torção
realizados em corpos de prova, conforme foi descrito acima.
Dessa forma procurou-se avaliar se o material obtido no presente
trabalho estaria ou não habilitado para essa aplicação a fabricação de
parafusos: aqueles resultados de LT que se encontram acima da linha de
90
tendência indicam que parafusos fabricados com o mesmo material atenderiam
a exigência da norma quanto ao limite de torque. Ainda na Figura 5.29, uma
linha tracejada representa o valor mínimo de AR solicitado na ASTM F543. Do
gráfico, conclui-se que tanto a liga quanto o Ti4XH, quando ensaiados em
torção, mostram-se adequados para a fabricação de parafusos para implantes
ortopédicos.
y = 0,5223x
2
- 0,0386x - 0,504
R
2
= 0,9978
0
2
4
6
8
10
12
14
0 1 2 3 4 5 6
Diametro interno da rosca (mm)
LT (N.m)
100
200
300
400
500
AR (°)
Ti 4XH
Ti-6Al-4V
Requisitos da ASTM
F543
Ti-6Al-4V
Ti 4XH
LT
AR
Figura 5.29 Valores de LT para Ti-6Al-4V e Ti4XH comparados com os
requisitos mínimos solicitado pela ASTM F543 em função dos diâmetro interno
das roscas padronizadas. Os valores de LT para a liga e para o Ti são
representados respectivamente por um triângulo e por um quadrado
preenchidos. Os mesmos símbolos abertos representam os valores de AR para
a liga e para o Ti.
Os resultados de torção apresentados não levam em consideração a
distribuição de tensões causada pela geometria dos parafusos, já que foram
realizados em corpos de prova de torção padronizados, como mostrados na
Figura 4.9. Como já foi dito, ao considerar que o comportamento em torção de
um parafuso é igual ao de cilíndrico com o diâmetro da alma do parafuso, o
valor do torque necessário para deformá-lo estará sendo subestimado, pois a
área da seção transversal do parafuso na região da rosca sempre será maior
que a área da seção transversal de um cilindro com o diâmetro da alma. Assim,
caso os ensaios apresentados acima fossem realizados em parafusos pode-se
prever que os valores de LT seriam ainda maiores. Partindo desta mesma
91
lógica é esperado um comportamento contrário do AR; os sulcos provenientes
da hélice da rosca atuam como concentradores de tensões que levariam a uma
diminuição no AR caso os ensaios fossem realizados nos parafusos.
6 CONCLUSÕES
Observa-se boa concordância entre os valores de deformação cisalhante
γ obtidos por simulação computacional e simulação física com as calculadas
através de fórmula de Iwahashi, considerando-se apenas variação do raio
externo do canal R (e conseqüentemente ψ).
O grau de deformação final obtido no processo não é afetado
significativamente pela variação do ângulo ψ.
A introdução de raios de concordância progressivamente maiores, tanto
interno R, como externo r, facilita o processo de extrusão quanto aos esforços
necessários, mas prejudica a severidade e a homogeneidade.
A melhor combinação de resistência mecânica e ductilidade foi atingida
combinando o processo ECA com 70% de redução em laminação.
Em termos de aumento de resistência 70% de redução em laminação a
frio é equivalente a 4 passes ECA a 300
o
C.
A seqüência de DPS aplicada causou uma redução drástica no
alongamento uniforme no Ti CP.
A perda de ductilidade provocada pela deformação ECA é menor que a
provocada pela laminação, e também esta perda é amenizada quando se
combinam os dois processos.
O Ti deformado por ECA é estável até 300
o
C e essa temperatura pode
ser estendida até 400
o
C se aplicada a sequência completa ECA + CR.
O comportamento anódico convencional do Ti CP2 recozido não foi
alterado pela DPS. E a susceptibilidade a corrosão deste material é suficiente
para aplicações ortopédicas.
92
Titânio deformado por quatro passes ECA a 300
o
C (4XH) supera os
valores de limite de torque LT e ângulo de rotação AR estabelecidos pela
ASTM F543.
.
7 SUGESTÕES PARA PRÓXIMOS TRABALHOS
Fabricação de parafusos para implantes com Ti CP deformado por ECA.
Ensaios de fatiga e arrancamento com parafusos fabricados de Ti CP
deformado por ECA.
Realizar diferentes rotas de processamento DPS em Ti CP,
Deformação ECA em diferentes temperaturas.
Estudar mais detalhadamente o efeitos de recozimento pós deformação
nas propriedades mecânicas.
Melhorar a caracterização da evolução da natureza dos contornos de
grão utilizando a técnica de EBSD (Electron Back Scatter Diffraction).
Estudar mais detalhadamente a distribuição da deformação ECA em
amostras cilíndricas.
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