INSTRUÇÕES PARA PUBLICAÇÃO NOS ANAIS DO CONEM 2006

8º Congresso Brasileiro de Engenharia de Fabricação
18 a 22 de maio de 2015, Salvador, Bahia, Brasil
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ANÁLISE NUMÉRICA E EXPERIMENTAL DA DECOMPOSIÇÃO DA
AUSTENITA NA ESTAMPAGEM A QUENTE DIFERENCIAL DOS AÇOS
ENDURECÍVEIS AO BORO DIN 22MNB5 E DIN 27MNCRB5
Gabriel Martinelli Zapata, [email protected]
Sergio Tonini Button, [email protected]
1
2
Faculdade de Engenharia Mecânica - UNICAMP, Rua Pereira Landim, 521, Centro – Ibitinga-SP (CEP:14.940-000),
Faculdade de Engenharia Mecânica - UNICAMP, Cidade Universitária Zeferino Vaz, CEP 13083-970, Campinas-SP.
Resumo: Processos de estampagem são muito vantajosos para diversos ramos industriais devido à melhoria das
propriedades mecânicas, redução de custos e da quantidade de matéria-prima. Tomando como exemplo um automóvel,
esses processos são de extrema importância para a redução de massa, aumento da absorção de impactos e diminuição
do consumo de combustível. O objetivo principal deste trabalho foi avaliar numérica e experimentalmente o
comportamento dos aços ao boro DIN 22MnB5 e DIN 27MnCrB5 na estampagem a quente diferencial, mais
conhecida pela expressão inglesa “tailored hot stamping” (THS), que se mostra muito interessante para a
estampagem de aços ao boro. Particionando-se o material em regiões e submetendo-se cada uma delas a uma taxa de
resfriamento distinta, pode obter-se a microestrutura desejada numa dada região da peça, o que não seria possível
pela estampagem a quente convencional pois todo o produto apresentaria uma mesma microestrutura e
consequentemente, propriedades mecânicas semelhantes. O aumento de resiliência e de ductilidade em determinadas
regiões do produto estampado, bem como o aumento de dureza e resistência mecânica em outras regiões, constituem
dois dos principais objetivos da utilização do THS. Atualmente, ainda há poucos estudos sobre esse processo,
especialmente com aços ao boro. Neste estudo, a decomposição da austenita durante o processo foi avaliada na
produção de um trecho de guardrail, em função da temperatura de aquecimento e da taxa de resfriamento empregadas
em cada região da peça; também foi considerada a simultaneidade ou não da deformação com o resfriamento. A
análise da microestrutura foi realizada conjuntamente com a determinação das propriedades mecânicas em cada
região do produto para a validação dos diagramas de transformação tempo-temperatura que foram gerados
computacionalmente para cada um dos aços estudados.
Palavras-chave: Conformação Mecânica, Elementos Finitos, Metalurgia Física, Propriedades Mecânicas.
1. INTRODUÇÃO
Atualmente, muito se discute a respeito de três importantes assuntos na indústria automobilística: a segurança, a
performance e a emissão de gases nocivos ao meio ambiente gerados pela combustão incompleta no motor. Os
componentes estruturais de um veículo estão em constante desenvolvimento. Prova disso reside no fato de um
automóvel de dez ou cinco anos atrás não apresentar mais a mesma estrutura que o de hoje. Os aços vêm se tornando
cada vez mais resistêntes e tenazes, com o principal intuito de absorver um impacto numa eventual colisão. O processo
de fabricação desses aços e componentes está intimamente relacionado com esse objetivo, tendo importantes
consequências na redução de massa do veículo, bem como consumo de combustível e segurança dos passageiros.
Diferentes estudos surgem e com eles diferentes tecnologias emergem. Uma delas é a tailored tempering (Sikora et
al 2012), uma espécie de têmpera artesanal que particiona o material em regiões e submete cada uma delas a uma taxa
de resfriamento específica para se chegar à estrutura desejada naquela localidade. Isso potencializa propriedades
importantes da região que será mais solicitada, tendo como resultado a não necessidade de que toda a peça adquira uma
estrutura que apenas uma região exigirá. Isso faz com que o processo se torne mais eficaz e objetivo. Em um pilar B
produzido por tailored tempering, a energia cinética de uma colisão pode ser absorvida pela região inferior mais dúctil
enquanto a região superior, que possui maior dureza, resiste à flambagem. Em uma estampagem a quente comum, o
material como um todo apresentaria uma única característica.
Entre as diferentes possíveis maneiras de se produzir porções tailored destacam-se a pós-têmpera das partes
totalmente endurecidas na estampagem convencional a quente, ou então, o aquecimento diferenciado de regiões
específicas de modo que retardem o resfriamento evitando a transformação da austenita em martensita, pela redução da
taxa de resfriamento local para valores inferiores a 30ºC/s.
A Fig. (1) apresenta a imagem térmica de um pilar B produzido por tailored tempering realizado com aquecimento
e resfriamento diferenciados em várias regiões da peça. Pode-se observar que há uma diferença significativa de
temperatura ao longo da peça. Enquanto a porção esquerda ainda se encontra a cerca de 550 ºC, a inferior já se encontra
a cerca de 20 ºC. As regiões com maiores temperaturas apresentaram as menores taxas de resfriamento e,
consequentemente, as menores durezas, enquanto o restante da peça, que já se encontrava a temperatura ambiente,
apresentou, pois, maiores taxas de resfriamento e os maiores valores de dureza.
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Figura 1. Imagem térmica de um pilar B estampado por tailored tempering (Sikora et al 2012).
Entre essas regiões observou-se uma transição na qual foi evidenciado um gradiente de dureza. A distribuição de
dureza Vickers ao longo da peça é ilustrada na Fig. (2).
Figura 2. Dureza Vickers ao longo de um pilar B estampado por tailored tempering (Sikora et al 2012).
Maikranz-Valentin et al (2008) produziram blanques que foram primeiramente aquecidos por inteiro em um forno a
uma dada temperatura, sem que houvesse transformação de fases. Posteriormente, algumas partes foram reaquecidas
por indução acima da temperatura de austenitização. Esse processo é conhecido por tailored die quenching e sua grande
dificuldade consiste em aquecer uniformemente zonas específicas de um blanque e deixar outras a uma temperatura
muito inferior. As chapas de aço podem ser aquecidas pela passagem de corrente elétrica, isto é, aquecimento por efeito
Joule. Esse processo é extremamente rápido e eficiente quando comparado com o aquecimento por indução, uma vez
que apenas alguns segundos são suficientes para aquecer o material a 900ºC. Mori et al (2013) estudaram esse processo
usando aquecimento pela passagem de corrente elétrica em regiões específicas das chapas de aço e promovendo
posteriormente sua estampagem, a fim de produzir regiões com propriedades diferentes numa mesma peça.
Tang et al (2014) estudaram o processo tailored tempering de peças estampadas a quente com formato em U
numérica e experimentalmente. Essas estruturas são submetidas a carregamento de impacto e, portanto, é desejável que
sejam projetadas de maneira a criar regiões mais macias e com microestrutura mais dúctil para absorção do mesmo.
Outras regiões devem ser mais duras e, por conseguinte, resistir a flambagem para evitar eventual dano de regiões
corporais críticas dos passageiros. As peças estampadas foram revenidas numa matriz que possuia canais de
resfriamento em um lado e canais com cartuchos de aquecimento do lado oposto. Para a obtenção de propriedades
mecânicas distintas na mesma peça, foi concluído que a temperatura mínima da porção com cartuchos de aquecimento
não podia ser inferior a 450 °C. Na porção com canais de resfriamento, a microestrutura predominante era martensita.
Com o aumento da temperatura da matriz, houve diminuição da dureza Vickers na porção aquecida por conta da
formação de bainita. A grande vantagem de produzir colunas-B por meio do tailored tempering é o ganho de
aproximadamente 30% na absorção de energia cinética quando comparadas com colunas totalmente martensíticas,
apresentando elevada dureza e baixa capacidade de absorção de impacto.
Diferente do estudo de Tang et al (2014), o presente trabalho contou com a execução de ensaios pouco vistos na
literatura para obtenção de propriedades distintas numa mesma peça. O tailored tempering foi realizado
simultaneamente à estampagem a quente de um trecho de guardrail, isto é, ocorria num mesmo momento a deformação
e a transferência de calor diferenciada no interior da matriz. Por esse motivo, esse processo foi denominado
estampagem a quente diferencial, ou tailored stamping. O formato de guardrail foi eleito por também ser uma peça
solicitada por carregamento de impacto e que permitia a setorização da matriz em duas diferentes regiões: a externa e a
interna. Nas porções externas, impôs-se uma taxa de resfriamento menor, a fim de formar uma microestrutura mais
dúctil que fosse responsável pela absorção do impacto. Já a região mais interna seria responsável pela contenção da
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estrutura, sendo submetida a uma taxa de resfriamento maior e consequente formação de martensita, apresentando assim
elevada dureza.
2. METODOLOGIA
2.1. Materiais
Atualmente, os aços ao boro constituem uma classe de materiais de grande importância no ramo da conformação
mecânica e, mais especificamente, na estampagem de componentes automotivos. Em pequenas quantidades, o elemento
boro é responsável por promover elevação dos níveis de dureza através do aumento da temperabilidade do aço. O
mecanismo responsável por tal evolução de propriedades reside no atraso da transformação da austenita em bainita,
ferrita e perlita, ou seja, tal elemento provoca o deslocamento da curva CCT para a direita, permitindo com que o campo
de formação da martensita se torne mais acessível com uma menor taxa de resfriamento. No corrente estudo dois aços
ao boro foram utilizados: DIN 22MnB5 e DIN 27MnCrB5, cujas composições químicas são apresentadas nas Tab. (1) e
(2).
Tabela 1. Composição química nominal em %peso do aço ao boro DIN 22MnB5 (Ruukki, 2014).
Mn
1,4
Si
0,4
C
0,25
Cr
0,25
Al
0,06
Ti
0,05
P
0,025
S
0,015
B
0,005
Tabela 2. Composição química nominal em %peso do aço ao boro DIN 27MnCrB5 (Saarstahl, 2014).
Mn
1,4
Cr
0,6
C
0,3
Si
0,3
S
0,035
P
0,3
B
0,005
A Fig. (3) mostra os diagramas CCT dos aços DIN 22MnB5 e DIN 27MnCrB5, respectivamente. Eles são
essenciais para a análise da decomposição da austenita, uma vez que apresentam correlações entre temperatura, tempo e
microestruturas do material. O estudo dessas curvas é importante para se eleger a taxa de resfriamento mais adequada
para se alcançar propriedades requeridas do produto. Nota-se que a taxa de resfriamento crítica para obtenção de
martensita para o aço DIN 22MnB5 é de 30 °C/s, enquanto para o DIN 27MnCrB5 é de 37,2 °C/s.
Figura 3. Representação dos diagramas CCT dos aços ao boro (a) DIN 22MnB5 e (b) DIN 27MnCrB5.
2.2. Aparato Experimental
O corrente estudo baseou-se na estampagem a quente diferencial de um trecho de guardrail, devido principalmente
à geometria dessa peça, que permitia sua divisão em regiões com características distintas em função da taxa de
resfriamento imposta. Uma nova concepção quanto às propriedades de um guardrail foi formulada, consistindo em um
comportamento mais dúctil e tenaz nas porções mais externas, a fim de absorver impactos provenientes de eventuais
colisões, e níveis de dureza e limite de resistência mais elevados na região interna, com o intuito de conter o veículo e a
estrutura como um todo. O objetivo foi alcançado graças à taxa de resfriamento inferior imposta nas porções externas e
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outra superior na região interna. As ferramentas foram projetadas no software CAD PTC® Creo 1.0, cujos desenhos são
ilustrados na Fig. (4).
Figura 4. Vistas frontal, superior e isométrica: (a) matriz e (b) punção, com todas as dimensões em milímetros.
As chapas foram austenitizadas através de um forno à 950 °C. Quando o mesmo era aberto para a inserção da
chapa, ar à temperatura ambiente adentrava, causando a queda da temperatura interna. O tempo de austenitização era de
5 min, contabilizados a partir da retomada de temperatura após a abertura do forno.
A Fig. (5) mostra o ferramental utilizado em todos os ensaios experimentais e que foi construído a partir dos
desenhos da Fig. (4). O punção possuía uma velocidade de descida de 9,5 mm/s. Os furos externos alojaram cartuchos
de aquecimento de 230 V e 750 W. Água era bombeada e circulava por canais internos, tubos de cobre e mangueiras
flexíveis, promovendo o resfriamento dessa região. Nas laterais do punção havia três furos de 2 mm de diâmetro cada
para a inserção de termopares que registraram a temperatura das regiões externas da chapa ao longo do ensaio. Um
pirômetro foi utilizado para mensurar o resfriamento da região central da peça. Água com grafite foi utilizada para
promover a lubrificação da matriz e do punção.
O presente estudo abrangeu três diferentes condições para cada material. No caso do aço DIN 22MnB5, promoveuse a estampagem a frio seguida de têmpera, a estampagem com um lado da ferramenta a 300 °C e o outro a 270 °C, e a
estampagem com um lado a 200 °C e o outro a 100 °C. Já para o aço DIN 27MnCrB5, realizou-se a estampagem a frio
seguida de têmpera, a estampagem com um lado da ferramenta a 350 °C e o outro a 280 °C, e a estampagem com um
lado a 200 °C e o outro a 100 °C.
A Fig. (6) mostra o produto estampado. A chapa original possuía dimensões de 142x80x1,8 mm.
Figura 5. Matriz e punção utilizados nos ensaios experimentais.
Figura 6. Trecho de guardrail estampado via estampagem a quente diferencial.
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2.3. Análise Metalográfica
A metalografia dos produtos estampados foi realizada a fim de se obter o registros das fases das regiões de estudo.
A preparação das amostras consistiu em embutí-las em baquelite com pressão de 150 kgf/cm2, tempo de aquecimento
de 7 min a 180 °C e tempo de resfriamento de 7 min com circulação de água através da embutidora. O lixamento foi
executado com lixas de granulometria 100, 220, 400, 600 e 1200. O polimento foi feito com panos e diamante em
suspensão de 6 e 1 µm. A Fig. (8) ilustra os raios de onde foram extraídas tais amostras.
2.4. Ensaios Mecânicos
Ensaios mecânicos de tração e microdureza Vickers foram realizados a fim de aferir propriedades mecânicas de
todos os produtos estampados. Os ensaios de microdureza foram realizados nas próprias amostras embutidas para os
ensaios metalográficos, com carga de 1 kgf e tempo de espera de 15 s. Foram realizadas oito medidas por amostra para
obtenção da média de dureza. A geometria dos corpos de prova dos ensaios de tração está representada na Fig. (7).
Figura 7. Dimensões dos corpos de prova de tração em milímetros.
A Fig. (8) apresenta a localização das amostras extraídas da peça para metalografia e microdureza, concentrando-se
próximas dos raios da mesma, bem como a posição de onde foram extraídos os corpos de prova de tração.
Figura 8. Local da peça de onde foram extraídos os corpos de prova de tração e as amostras metalográficas e de
microdureza.
2.5. Simulações Numéricas
Simulações numéricas via elementos finitos da estampagem a quente diferencial de ambos os aços foram realizadas
no software FORGE® 2008. Os resultados foram fundamentais para prever o comportamento e as transformações de
fase sofridas pelo material ao longo dos testes experimentais.
O modelo consistiu em uma chapa completamente austenitizada à 950 °C e posicionada no interior da ferramenta.
Água a 4 °C circulava com agitação moderada no interior dos canais enquanto cartuchos de aquecimento à 700 °C eram
posicionados nos furos externos de ambos os lados do punção e da matriz. O punção iniciava seu movimento de descida
com velocidade de 9.5 mm/s e a ferramenta era fechada. O tempo de espera ao final do processo para a promoção da
troca de calor entre chapa e ferramenta era de 15 s. Posteriormente, a chapa era removida e resfriada em ar à
temperatura ambiente por 2 min. A Fig. (9) apresenta um instante do processo com todos os componentes supracitados.
A Fig. (10) mostra a distribuição de temperatura do punção e da matriz no início do processo de estampagem
diferencial, isto é, quando o punção iniciava seu movimento de descida.
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Figura 9. Representação dos componentes no estágio final da simulação da estampagem diferencial.
A chapa foi modelada com uma malha de 26.943 elementos, sendo 7.290 triangulares e 19.653 tetraédricos, com
tamanho médio de 2,45 mm. A malha de elementos finitos do punção apresentou 58.757 elementos, sendo 12.528
triangulares e 46.229 tetraédricos, com tamanho médio de elemento de 4,73 mm. Por fim, a matriz continha 49.058
elementos, sendo 10.464 triangulares e 38.594 tetraédricos, com tamanho médio de 5,02 mm. O coeficiente de
transferência de calor global foi calculado como sendo 20.000 W/(m 2K), enquanto a efusividade 11.763 (W.s1/2)/(m2K).
Figura 10. Temperatura registrada pela ferramenta no início da estampagem: (a) punção e (b) matriz.
3. RESULTADOS
Na corrente seção serão apresentados os resultados obtidos para o aço DIN 22MnB5 nas condições: 300 °C de um
lado da ferramenta e 270°C do outro (#300 °C & 270 °C); 200 °C de um lado da ferramenta e 100 °C do outro (#200 °C
& 100 °C) e frio seguido de têmpera. Da mesma maneira, serão apresentados os resultados obtidos para o aço DIN
27MnCrB5 nas condições: 350 °C de um lado da ferramenta e 280°C do outro (#350 °C & 280 °C); 200 °C de um lado
da ferramenta e 100 °C do outro (#200 °C & 100 °C); e frio seguido de têmpera. As Tab. (3), (4) e (5) apresentam os
resultados obtidos para todas as condições supracitadas referentes à dureza média, tenacidade e limite de resistência à
tração, respectivamente. Os resultados dos ensaios de tração possuem erro associado de 1% do valor medido. Os valores
de tenacidade foram obtidos a partir da integração da curva tensão verdadeira versus deformação verdadeira.
Tabela 3. Valores médios de microdureza Vickers aferidos para os aços DIN 22MnB5 e DIN 27MnCrB5.
Dureza
Média
(HV1)
22MnB5
300°C & 270°C
Meio
Lado 300°C
447,8±10,0 430,5±10,0
Lado 270 °C
442,6±10,0
Dureza
350°C & 280°C
Média
Meio
Lado 350°C Lado 280 °C
(HV1)
27MnCrB5 495,3±10,0 462,0±10,0
448,0±10,0
200 °C & 100°C
Meio
Lado 200°C Lado 100°C
460,7±10,0 442,3±10,0 459,5±10,0
200 °C & 100°C
Meio
Lado 200°C
415,8±10,0 398,0±10,0
Lado 100°C
402,3±10,0
frio seguido de
têmpera
Meio
504,3±10,0
frio seguido de
têmpera
Meio
510,6±10,0
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Tabela 4. Valores de tenacidade calculados para os aços DIN 22MnB5 e DIN 27MnCrB5.
Tenacidade
(108.J/m3) 22MnB5
Tenacidade
(108.J/m3)
27MnCrB5
300°C & 270°C
Meio
2,26
Lado 300°C Lado 270°C
2,00
1,86
Meio
2,16
350°C & 280°C
Meio
2,47
Lado 350°C Lado 280°C
1,74
1,92
frio seguido
de têmpera
Lado 200°C Lado 100°C
Meio
1,77
2,14
1,89
200 °C & 100°C
frio seguido
de têmpera
Lado 200°C Lado 100°C
Meio
1,23
0,99
1,70
200 °C & 100°C
Meio
1,18
Tabela 5. Limites de resistência à tração obtidos nos ensaios de tração dos aços DIN 22MnB5 e DIN 27MnCrB5.
Limite de
300°C & 270°C
Resistência à
Meio
Lado 300°C Lado 270 °C
Tração (MPa)
22MnB5
1694,0±17,0 1639,0±16,0 1552,0±15,0
frio seguido
de têmpera
Meio
Lado 200°C Lado 100°C
Meio
1622,0±16,0 1573,0±16,0 1650,0±16,0 1699,0±17,0
Limite de
350°C & 280°C
Resistência à
Tração (MPa)
Meio
Lado 350°C Lado 280 °C
27MnCrB5 1630,0±16,0 1571,0±16,0 1552,0±15,0
frio seguido
de têmpera
Meio
Lado 200°C Lado 100°C
Meio
1554,0±16,0 1715,0±17,0 1541,0±15,0 1768,0±18,0
200 °C & 100°C
200 °C & 100°C
3.1. Aço DIN 22MnB5 – 200 °C & 100 °C
A Fig. (11) ilustra três micrografias obtidas no ensaio realizado com um lado da ferramenta a 200 °C e o outro a
100 °C. Pode-se identificar martensita em todas elas, porém em quantidades diferentes. Correlacionando tais imagens
com a Tab. (3) e assumindo que a estampagem a frio seguida de têmpera gera uma estrutura totalmente martensítica, as
maiores quantidades de martensita encontram-se em (b) e (c). Bainita inferior também se faz presente devido aos
valores de dureza medidos serem pouco inferiores aos apresentados pela estampagem a frio seguida de têmpera.
Figura 11. Micrografias da estampagem a quente diferencial do aço DIN 22MnB5. Amostras retiradas: (a) lado a
200 °C, (b) meio e (c) lado a 100°C (Nital 2% por 8 s).
3.2. Aço DIN 22MnB5 – frio seguido de têmpera
Essa estampagem foi executada para se ter uma referência de propriedades de uma estrutura totalmente
martensítica, tal como mostrado na Fig. (12-0).
3.3. Aço DIN 22MnB5 – 300 °C & 270 °C
A Fig. (12) mostra três micrografias (a, b e c) obtidas no ensaio realizado com um lado da ferramenta a 300 °C e o
outro a 270 °C. Pela Tab. (3) conclui-se que a quantidade de martensita diminui com o aumento da temperatura da
ferramenta, enquanto a quantidade de bainita inferior tem efeito contrário.
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(0)
Figura 12. Micrografias da estampagem a frio seguida de têmpera (0) e a quente diferencial do aço DIN
22MnB5: (a) lado a 300 °C, (b) meio e (c) lado a 270°C (Nital 2% por 8 s).
3.4. Aço DIN 27MnCrB5 – frio seguido de têmpera
Da mesma maneira que para o aço DIN 22MnB5, essa estampagem foi executada para se ter uma referência de
propriedades de uma estrutura totalmente martensítica, tal como mostrado pela Fig. (13-0).
3.5. Aço DIN 27MnCrB5 – 200 °C & 100 °C
A Fig. (13) mostra três micrografias obtidas (a, b e c) no ensaio realizado com um lado da ferramenta a 200 °C e o
outro a 100 °C. Martensita e bainita inferior convivem em tais amostras, com quantidades da primeira decrescendo com
o aumento da temperatura, enquanto da segunda, o contrário.
(0)
Figura 13. Micrografias da estampagem a frio seguida de têmpera (0) e a a quente diferencial do aço DIN
27MnCrB5: (a) lado a 200 °C, (b) meio e (c) lado a 100°C (Nital 2% por 8 s).
3.6. Aço DIN 27MnCrB5 – 350 °C & 280 °C
A Fig. (14) mostra três micrografias obtidas no ensaio realizado com um lado da ferramenta a 350 °C e o outro a
280 °C. Pela Tab. (3) conclui-se que a quantidade de martensita diminui com o aumento da temperatura da ferramenta,
enquanto a quantidade de bainita inferior tem efeito contrário.
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Figura 4. Micrografias da estampagem a quente diferencial do aço DIN 27MnCrB5. Amostras retiradas: (a) lado
a 350 °C, (b) meio e (c) lado a 280°C (Nital 2% por 8 s).
3.7. Simulações Numéricas
As Fig. (17) e (18) apresentam os componentes microestruturais e distribuição de dureza obtidos na simulação da
estampagem a quente diferencial dos aços DIN 22MnB5 e DIN 27MnCrB5, respectivamente.
Para o aço 22MnB5, observa-se que nas regiões em que a chapa teve contato com as ferramentas aquecidas pelos
cartuchos de aquecimento, houve formação de ferrita-perlita, constituintes estes de baixa dureza; já nas regiões em que
a chapa teve contato com as ferramentas resfriadas pelo fluxo contínuo de água a 4°C, houve formação de martensita,
um constituinte de elevada dureza. Dessa forma, a região mais externa de baixa dureza tem o objetivo de absorver o
impacto de uma eventual colisão, enquanto a mais interna de elevada dureza, de contê-lo.
Figura 14. Distribuição de componentes microestruturais e de dureza para o aço DIN 22MnB5 ao final da
estampagem a quente diferencial computacional.
Figura 15. Distribuição de componentes microestruturais e de dureza para o aço DIN 27MnCrB5 ao final da
estampagem a quente diferencial computacional.
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4. CONSIDERAÇÕES FINAIS
Os ensaios de estampagem a quente diferencial ratificaram os princípios do tailored tempering. De fato as regiões da
chapa que estiveram em contato com as porções aquecidas da ferramenta apresentaram dureza e quantidade de
martensita inferior do que a região central da chapa, que esteve em contato com a porção refrigerada da ferramenta. O
contrário ocorreu com a tenacidade, isto é, a tenacidade cresceu com o aumento da temperatura da ferramenta para um
mesmo aço.
Quanto à estampagem computacional do trecho de guardrail, os resultados foram satisfatórios uma vez que foi
alcançado o objetivo de prever as microestruturas em cada região do produto e concluir que as propriedades mecânicas
da peça podem ser setorizadas devido às diferentes taxas de resfriamento impostas. Como previsto, quanto maior a taxa
de resfriamento, maior a tendência em se formar martensita, enquanto para menores taxas de resfriamento, maior a
tendência de se obter ferrita-perlita ou bainita superior.
5. AGRADECIMENTOS
Os autores agradecem o apoio financeiro da Fundação de Amparo à Pesquisa do Estado de São Paulo (FAPESP) –
processos 2011/12927-6 e 2012/12949-2 e à Usiminas S.A. e à Brasmetal Waelzholz pelo fornecimento dos aços
estudados.
6. REFERÊNCIAS
Maikranz-Valentin, M., Weidig, U., Schoof, U., Becker, H., Steinhoff, K., “Components with optimised properties due
to advanced thermo-mechanical processstrategies in hot sheet metal forming,” Steel Research International, vol. 79
(2), pp. 92–97, 2008.
Mori, K., Maeno, T., Mongkolkaji, K., “Tailored die quenching of steel parts having strength distribution using bypass
resistance heating in hot stamping” Journal of Materials Processing Technology, vol. 213, pp. 508-514, 2013.
RautaRuukki Corporation, 2014. Boron steel 22MnB5. http://www.ruukki.com/Products-and-solutions/Steelproducts/Cold-rolled- steels/Hardenable-steels/Boron-steel-22MnB5.
Saarstahl , 2014. Material specification sheet – 27MnCrB5
http://www.saarstahl.com/fileadmin/saarstahl_extranet/images/04_produkte/walzstahlsorten/english/7182_27MnCr
B52.pdf
Sikora, S., Banik, J., Graff, S., Laurenz, R., Lenze, F.J., “Tailored Tempering Customized material properties for hotstamped parts,” ThyssenKrupp Techforum, vol. 1, pp. 11– 15, 2012.
Tang, B. T., Wang, Q. L., Bruschi, S., Ghiotti, A., Bariani, P. F., “Influence of Temperature and Deformation on Phase
Transformation and Vickers Hardness in Tailored Tempering Process: Numerical and Experimental Verifications,”
Journal of Manufacturing Science and Engineering, Vol. 136, pp. 051018-1 – 051018-14, 2014.
7. DIREITOS AUTORAIS
Os autores são os únicos responsáveis pelo conteúdo do material impresso incluído no seu trabalho.
NUMERICAL AND EXPERIMENTAL ANALYSIS OF THE AUSTENITE
DECOMPOSITION DURING THE HOT STAMPING OF BORON STEELS
DIN 22MNB5 E DIN 27MNCRB5
Metal stamping is very advantageous for many industries due to the improved products with high mechanical
properties, low costs and reduced raw material. Taking the example of a car, stamping is extremely important for mass
reduction, to increase shock absorption and reduce fuel consumption. The aim of this study was to evaluate numerically
and experimentally the behavior of the boron steels DIN 22MnB5 and DIN 27MnCrB5 in differential hot stamping,
better known by the English expression "tailored hot stamping" (THS), which proves to be very interesting for stamping
boron steels. Partitioning the metal sheet in many regions and submitting each of them to a different cooling rate, it is
possible to achieve the desired microstructure in a given region of the part, which would not be possible by
conventional hot stamping since the whole product would present the same microstructure and therefore similar
mechanical properties. The increased resilience and ductility in certain regions of the stamped product and the increase
of hardness and strength in other regions, are two of the main objectives of THS. Currently, there are few studies on this
process, especially with boron steels. In this study, the austenite decomposition during THS was evaluated in
manufacturing a section of a guardrail, depending on the heating temperature and the cooling rate applied in each region
of the workpiece; it was also considered the simultaneity or not of deformation with cooling. The microstructures were
analyzed with the determination of the mechanical properties of the product in each region to validate the diagrams
time-temperature transformation which were computationally generated for each of the studied steels.