Trabalho MET 162 - Aços TRIP

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UNIVERSIDADE FEDERAL DE OURO PRETO- UFOP 
ESCOLA DE MINAS 
DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA METALÚRGICA 
E DE MATERIAIS 
 
 
LUCAS MATHEUS MAGALHÃES SILVA 
 
 
 
 
CONFORMAÇÃO DE AÇOS TRIP 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
OURO PRETO – MG 
2020
 
 
 
Lucas Matheus Magalhães Silva 
 
 
 
CONFORMAÇÃO DE AÇOS TRIP 
 
 
 
Trabalho apresentado ao Curso de Engenharia 
Metalúrgica da Escola de Minas da Universidade 
Federal de Ouro Preto como parte dos requisitos 
para aprovação na disciplina de MET162. 
 
Orientador: Prof. Jéssica Dornelas Silva 
 
 
 
 
 
 
 
OURO PRETO – MG 
2020 
 
 
LISTA DE FIGURAS 
Figura 2.1: Desenho esquemático da ideia clássica de deslizamento. ........................................ 6 
Figura 2.2: Esquema clássico da maclação. ............................................................................... 7 
Figura 2.3: Transformação martensítica. .................................................................................... 9 
Figura 2.4: Desvio de linearidade quando a amostra apresenta transformação martensítica. .. 10 
Figura 2.5: Variação de Ms em função da Tensão. .................................................................. 10 
Figura 2.6: Tensão x deslocamento da formação da martensita. .............................................. 11 
Figura 2.7: Energia livre (G) em função da Temperatura para a transformação martensítica 
(a partir da austenita com e sem deformação). .................................................... 12 
Figura 2.8: Esquema da influência da temperatura e da tensão aplicada nos mecanismos da 
transformação martensítica. ................................................................................ 12 
Figura 2.9: Evolução esquemática de transformação martensítica de uma ilha de austenita 
retida. ................................................................................................................... 14 
Figura 2.10: Representação esquemática de duas rotas convencionais utilizadas para a 
obtenção de aços multifásicos. (a) austenitização plena seguida de 
resfriamento contínuo ou tratamento isotérmico. (b) austenitização intercrítica 
seguido de tratamento isotérmico. ....................................................................... 15 
Figura 2.11: Relação entre ductilidade e resistência de aços de primeira geração. .................. 15 
Figura 2.12: Curva típica de Bauschinger. ............................................................................... 18 
Figura 2.13: Deslizamento da chapa através dos cordões esticadores. .................................... 18 
Figura 2.14: Perfis fabricados com a mesma matriz. ............................................................... 19 
Figura 2.15: Variação do ângulo de retorno elástico para o aço TRIP 800 com folga de 2,50 
mm a cada dobra. ................................................................................................ 22 
Figura 2.16: Variação do ângulo de retorno elástico para o aço TRIP 800 com folga de 3,00 
mm a cada dobra. ................................................................................................ 23 
Figura 2.17: Variação do ângulo de retorno elástico para o aço TRIP 800 com folga de 3,50 
mm a cada dobra. ................................................................................................ 23 
Figura 2.18: Variação do ângulo de retorno elástico para o aço TRIP 800 com raio de 10 
mm a cada dobra. ................................................................................................ 24 
Figura 2.19: Variação do ângulo de retorno elástico para o aço TRIP 800 com raio de 15 
mm a cada dobra. ................................................................................................ 24 
Figura 2.20: Variação do ângulo de retorno elástico para o aço TRIP 800 com raio de 20 
mm a cada dobra. ................................................................................................ 25 
 
 
 
 
LISTA DE TABELAS 
Tabela 2.1: Composições químicas de aços de baixa liga assistidos pelo efeito TRIP, %. ..... 16 
Tabela 2.2: Composição química do aço TRIP800 (partes de massa em %). .......................... 20 
Tabela 2.3: Propriedades Mecânicas do aço TRIP800. ............................................................ 21 
Tabela 2.4: Ângulo de retorno elástico (Graus) para folga de 2,5 mm. ................................... 21 
Tabela 2.5: Ângulo de retorno elástico (Graus) para folga de 3,0 mm. ................................... 21 
Tabela 2.6: Ângulo de retorno elástico (Graus) para folga de 3,5 mm. ................................... 22 
 
 
 
 
 
SUMÁRIO 
1 INTRODUÇÃO ................................................................................................................ 5 
2 ASPECTOS TEÓRICOS ................................................................................................. 6 
2.1 Mecanismos de deformação plástica ........................................................................... 6 
2.2 Transformação martensítica induzida por tensão ........................................................ 8 
2.3 Aços TRIP: propriedades e aplicações ...................................................................... 13 
2.4 Conformação de aços TRIP ....................................................................................... 17 
2.4.1 Excentricidades e parâmetros importantes ......................................................... 17 
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ................................................................................. 26 
 
 
5 
1 INTRODUÇÃO 
A conformação de chapas metálicas é um importante processo de fabricação mecânica, 
principalmente, na indústria automotiva. Nas últimas décadas, devido a crescente demanda por 
veículos mais leves, de alto desempenho e maior resistência, tendo a indústria automotiva 
evoluindo significativamente em relação à preservação ambiental (redução da emissão de CO2) 
e com respeito à segurança veicular as montadoras e a comunidade científica tiveram que se 
concentrar no desenvolvimento de novos materiais. Como resultado disso, ocorreu um aumento 
significativo no uso de aços avançados de alta resistência (AHSS) em automóveis. Assim, é 
necessário compreender melhor a conformabilidade destes materiais, com o objetivo de reduzir 
custos durante a fabricação de componentes e ganhos ambientais. Assim, é necessário 
compreender melhor a conformabilidade destes materiais, com o objetivo de reduzir custos 
durante a fabricação de componentes e entender melhor o processo (HAUS et al., 2012). 
O efeito TRIP (Transformation Induced Plasticity) é responsável pelo acréscimo 
significativo do alonga- mento total e consequentemente da ductilidade destes aços. O aumento 
da ductilidade uniforme é atribuído ao processo de acomodação plástica nas vizinhanças das 
placas de martensita, ou seja, durante o processo de deformação de um aço multifásico, que 
contém austenita retida à temperatura ambiente, a transformação da austenita em martensita 
ocorre progressivamente, resultando em um aumento nos valores de alongamento. Este 
processo é de- nominado plasticidade induzida por transformação (Transformation Induced 
Plasticity), ou efeito TRIP. É precisamente esta transformação martensítica por deformação 
induzida que é responsável pelo excelente equilíbrio de resistência-ductilidade apresentada 
pelos aços TRIP (ANAZAWA et al., 2008). 
Neste trabalho, é proposto um estudo sobre a conformação dos aços TRIP, tendo como 
tópicos de assuntos principais: mecanismos de deformação plástica, transformação martensítica 
induzida por tensão, aços TRIP – suas propriedades e aplicações e a conformação dos aços 
TRIP como um todo, fazendo um paralelo à influência do efeito Bauschinger no retorno elástico 
em um processo de estampagem de um aço TRIP 800. 
 
 
6 
2 ASPECTOS TEÓRICOS 
2.1 Mecanismos de deformaçãoplástica 
Deformação por deslizamento: a deformação plástica ocorre normalmente nos metais 
através do deslizamento de blocos do cristal, uns sobre os outros, ao longo de planos 
cristalográficos bem definidos que são chamados planos de deslizamento. Numa aproximação 
grosseira, o deslizamento, ou escorregamento, de um cristal pode ser considerado análogo à 
distorção produzida quando se espalha um baralho sobre a mesa, empurrando uma de suas 
extremidades. A Figura 2.1 ilustra esta visualização clássica do deslizamento. Na Figura 2.1a é 
aplicada uma tensão cisalhante num cubo de metal com a superfície superior polida; o 
deslizamento ocorre quando esta tensão atinge um valor crítico. Os átomos movem um número 
inteiro de distâncias atômicas ao longo do plano de deslizamento, produzindo um degrau na 
superfície polida (Figura 2.1b). Quando observamos de cima a superfície polida através de um 
microscópio, o degrau aparece rebatido como uma linha que é chamada Linha de deslizamento. 
Se a superfície for repolida após ter ocorrido o deslizamento, o degrau será retirado, 
desaparecendo também a linha de deslizamento (Figura 2.1c).(DIETER, 1982). 
 
Figura 2.1: Desenho esquemático da ideia clássica de deslizamento. 
Fonte: (DIETER, 1982). 
Deformação por maclação: o segundo mecanismo importante através do qual os 
metais se deformam é o processo conhecido por maclação'. Este mecanismo ocorre quando uma 
região do cristal tem a sua orientação alterada, estando está relacionada à orientação do restante 
da rede cristalina de maneira definida e simétrica. A região maclada é uma imagem de espelho 
da matriz cristalina, sendo o plano de simetria que as separa chamado p/ano de maclação. 
 
7 
A Figura 2.2 ilustra o aspecto atômico clássico da maclação. A Figura 2.2a representa 
uma seção perpendicular à superfície numa rede cúbica com um plano de baixo índice paralelo 
ao do papel e inclinado em relação ao plano do polimento. O plano da macla é perpendicular 
ao papel; caso seja aplicada uma tensão cisalhante, o cristal apresentará maclação em torno 
deste plano (Figura 2.2b). A região à direita do plano de maclação não sofre deformação, 
enquanto que à esquerda os planos atômicos são cisalhados de tal forma que a rede formada 
através do plano da macla seja uma imagem de espelho da rede original do cristal. Em uma rede 
cristalina simples como esta, cada átomo na região maclada se movimenta através de um 
cisalhamento homogêneo, em uma quantidade proporcional a sua distância do plano da macla. 
Na Figura 2.2b, os círculos abertos representam os átomos que não se moveram, os círculos 
pontilhados indicam as posições originais da rede dos átomos que mudaram de posição, sendo 
suas posições finais na região maclada indicadas pelos círculos cheios. Deve-se notar que a 
macla é visível na superfície polida em virtude da variação de nível da superfície, produzida 
pela deformação e também devido à diferença de orientação cristalográfica entre as regiões 
deformada e não-deformada. Se a superfície fosse polida até a seção AA, a diferença de nível 
da superfície seria eliminada, no entanto a macia permaneceria visível por possuir uma 
orientação cristalográfica diferente daquela da região não-maclada. As macias podem ser 
produzidas por deformação mecânica ou como consequência de um recozimento realizado após 
deformação plástica (DIETER, 1982). 
 
Figura 2.2: Esquema clássico da maclação. 
Fonte: (DIETER, 1982). 
 
8 
Escorregamento de contorno de grão: Modelo de ASHBY (1970): discordâncias 
estatisticamente estocadas e discordâncias geometricamente necessárias, para resolver a 
incompatibilidade de deformação e preservar a continuidade da deformação de grão em grão 
do material (GODEFROID, 2019a). 
A presença de grãos no material policristalino leva a um endurecimento maior do que o 
material monocristalino, sendo o fator de Schmid M o parâmetro de correlação entre as duas 
situações. A presença dos contornos de grãos tem um efeito adicional no comportamento em 
deformação do material, servindo como uma efetiva barreira ao movimento das discordâncias. 
Assim, pode-se relacionar os contornos de grãos ou, mais precisamente, o tamanho de grão do 
material com sua resistência mecânica (GODEFROID, 2019a). 
Embora a deformação seja contínua através dos contornos pode haver um alto gradiente 
de deformação nessa região. Conforme o tamanho de grão diminui e a elongação aumenta, a 
deformação se torna mais homogênea. Devido às restrições impostas pelo contorno de grão, o 
escorregamento ocorre em vários sistemas, mesmo em baixas deformações, e também em 
planos não compactos nas regiões próximas ao contorno de grão. Uma vez que mais sistemas 
de deslizamento operam perto dos contornos de grão, a dureza será geralmente mais alta ali do 
que no centro do grão. Conforme o diâmetro do grão vai sendo reduzido, mais os efeitos dos 
contornos vão sendo sentidos no interior do grão. Então, o encruamento de metais com grãos 
finos será maior do que um agregado cristalino de grãos grosseiros (DIETER, 1982). 
2.2 Transformação martensítica induzida por tensão 
A transformação martensítica ocorre por cisalhamento através do movimento 
coordenado e cooperativo dos átomos, conforme esquema exibido na Figura 3.4. A nucleação 
é heterogênea e ocorre de forma preferencial nos contornos de grão e defeitos. A velocidade de 
crescimento da martensita é extremamente rápida, próxima à velocidade do som nos metais 
[32]. Planos invariantes constituem sua interface, sendo chamado de plano de hábito, o qual 
conserva seu módulo e orientação durante a transformação (MARIA, 2019). 
Os cristais A e B exibem a mesma estrutura, Figura 3.4, no entanto a orientação 
cristalográfica e sua relação de orientação, são diferentes, sendo chamada variante da 
martensita. Um dos principais aspectos da transformação martensítica é a formação de defeitos, 
como deslocações e falhas de empilhamento (MARIA, 2019). 
 
9 
 
Figura 2.3: Transformação martensítica. 
Fonte: (MARIA, 2019). 
As principais características da transformação martensítica, são (MOTA, 2002): 
• a fase martensítica pode ser tanto uma solução sólida substitucional como 
intersticial; 
• a composição química da fase martensítica é a mesma da fase matriz 
austenítica; 
• a transformação é acompanhada por uma variação dimensional ou, sobre 
superfícies polidas, pelo aparecimento de relevo; 
• todo cristal de martensita possui um plano de hábito específico; 
• existe uma relação de orientação cristalográfica particular entre a fase 
austenítica e a martensítica. 
Uma placa de martensita introduz deformações macroscópicas ao seu redor. Estas 
deformações podem ser decompostas em um campo dilatacional e um campo cisalhante. 
Ambas irão interagir com o campo de tensões externo. Um exemplo é mostrado na um 
risco original numa amostra apresenta um desvio da linearidade, quando a amostra apresenta 
transformação martensítica (GODEFROID, 2019b). 
 
10 
 
Figura 2.4: Desvio de linearidade quando a amostra apresenta transformação martensítica. 
Fonte: (GODEFROID, 2019b). 
PATEL e COHEN (1953): tensões normais não afetam tensões cisalhantes, e por isto 
uma grande quantidade de energia é requerida para a transformação, quando atua um campo 
hidrostático. Por outro lado, tanto a tensão como a compressão uniaxial possuem componentes 
cisalhantes, daí a menor quantidade de energia requerida (GODEFROID, 2019b). 
 
Figura 2.5: Variação de Ms em função da Tensão. 
Fonte: (GODEFROID, 2019b). 
 
11 
A transformação martensítica pode ser induzida pela aplicação de um esforço externo. 
Se ela ocorre na região elástica, diz-se que a martensita é induzida por tensão; Se ela ocorre na 
região plástica, diz-se que a martensita é induzida por deformação. Exemplo : liga Fe-Ni-C 
testada acima de Ms mostrando a formação da martensita na região elástica (GODEFROID, 
2019b). 
 
Figura 2.6: Tensãox deslocamento da formação da martensita. 
Apesar da austenita ser termicamente estável acima da temperatura Ms ela ainda pode 
se transformar em martensita com a aplicação de tensão ou deformação em temperaturas 
inferiores a uma temperatura crítica, denominada Md. Como mostrado na Figura 2.7, a 
deformação aplicada em uma temperatura inferior à Md fornece a energia necessária para que 
a austenita se transforme em martensita mesmo acima da temperatura Ms. Como representado 
na Figura 2.8, na temperatura Ms a força motriz é suficiente para nuclear a martensita sem 
aplicação de tensão externa. Em temperaturas entre Ms e Msσ, ocorre nucleação de martensita, 
mediante a aplicação de tensão elástica (note-se que a aplicação da tensão neste caso não leva 
a deformação plástica). Neste caso tem-se a transformação assistida por tensão (stress assisted) 
na qual a tensão requerida para iniciar a trans formação martensítica está na região elástica, mas 
aumenta com o aumento da temperatura devido à diminuição da força motriz. Na temperatura 
Msσ a tensão crítica para formar martensita é igual ao limite de escoamento da austenita. Assim, 
 
12 
a tensão na qual a transformação é iniciada tende a seguir o limite de escoamento da austenita 
logo acima de Msσ. 
 
Figura 2.7: Energia livre (G) em função da Temperatura para a transformação martensítica (a 
partir da austenita com e sem deformação). 
Fonte: (HUALLPA, 2016). 
 
Figura 2.8: Esquema da influência da temperatura e da tensão aplicada nos mecanismos da 
transformação martensítica. 
Fonte: (HUALLPA, 2016). 
 
13 
Em temperaturas intermediárias a Msσ e Md, uma deformação plástica adicional faz 
com que a tensão para deformar plasticamente a austenita aumente devido ao encruamento. Ao 
mesmo tempo, os arranjos de discordâncias formados pela deformação auxiliam a nucleação e 
o disparo de avalanches de martensita. Em certo ponto o trabalho de deformação se torna igual 
ao necessário para compensar força matriz da transformação martensítica. Devido ao caráter 
plástico da deformação necessária para assistir a formação de martensita nesta faixa de 
temperatura, a transformação martensítica é dita induzida por deformação (strain induced) 
(HUALLPA, 2016). 
Para temperaturas superiores a Md, o aumento da tensão para deformar plasticamente a 
austenita não é suficiente para gerar transformação martensítica antes da ruptura do material, 
tornando impossível a formação de martensita induzida por deformação plástica. Em suma, no 
intervalo de temperaturas entre Ms e Msσ tem-se martensita assistida por tensão, enquanto que 
entre Msσ e Md tem-se a transformação induzida por deformação (HUALLPA, 2016). 
2.3 Aços TRIP: propriedades e aplicações 
Em 1967, Zackay e outros mostraram que é possível obter altos valores de alongamento 
num aço austenítico se, durante o processo de deformação sob temperatura ambiente, ocorrer 
transformação contínua da austenita para martensita. Esse fenômeno foi atribuído à dilatação 
que ocorre durante a transformação da austenita CFC para a ferrita CCC, e foi designado pela 
sigla TRIP: transformation- induced-plasticity, ou plasticidade induzida por transformação 
(GORNI, 2008). 
O efeito TRIP resulta da transformação da martensita induzida por deformação a partir 
da austenita metaestável. Esta transformação constitui um mecanismo de endurecimento por 
deformação que evita a ocorrência de deformações localizadas, aumentando dessa forma o 
alongamento uniforme e a taxa de encruamento. Simultaneamente tais efeitos resultam em uma 
maior absorção de energia no ensaio de impacto (GORNI, 2008). 
Vários aspectos das transformações de fase por resfriamento contínuo e da 
transformação martensítica resultante do efeito TRIP, ainda precisam ser elucidados. Muitos 
estudos vêm sendo desenvolvidos com o objetivo de otimizar os esquemas de tratamentos 
termomecânicos para a obtenção desses aços, prestando especial atenção à estratégia do 
resfriamento controlado para obter a microestrutura e as propriedades mecânicas desejadas 
(GORNI, 2008). 
 
14 
Os aços multifásicos com efeito TRIP apresentam a particularidade da austenita se 
transformar em martensita no decorrer da deformação plástica. Essa transformação 
proporciona, simultaneamente, uma ductilidade crescente, associada a uma elevada resistência 
mecânica. A importância dessa transformação é dupla: primeiramente provoca um efeito de 
endurecimento estático causado pelo surgimento de uma fase dura, a martensita e, 
simultaneamente, provoca um amaciamento dinâmico graças à própria transformação e ao fato 
de que ela mesma provoca uma deformação suplementar (PEREIRA; BUSTAMANTE; 
FERREIRA, 2018). 
Para a obtenção do efeito TRIP os aços devem ter uma fração volumétrica suficiente de 
austenita retida, que é obtida no resfriamento contínuo após um ciclo de tratamento 
termomecânico ou como parte do recozimento após a laminação a frio, de modo a obter uma 
microestrutura final multiconstituída. A transformação plástica induz a transformação da parte 
macia (austenita) para fase dura (martensita), conforme Figura 2.9(MARTINS, 2015). 
 
Figura 2.9: Evolução esquemática de transformação martensítica de uma ilha de austenita 
retida. 
Fonte: (MARTINS, 2015). 
Na Figura 2.10, temos as diferenças nas microestruturas causadas pela temperatura de 
austenitização. Apesar dos desafios inerentes ao controle dos parâmetros de processamento, os 
aços de baixa liga assistidos pelo efeito TRIP oferecem combinações de resistência à tração e 
ductilidade mais altas que os aços DP (ferrita e martensita). Por possuir microestrutura é 
multifásica, não se observa a presença de austenita retida, o que leva a maiores valores de 
resistência mecânica com menor ductilidade (MARTINS, 2015). 
 
15 
 
Figura 2.10: Representação esquemática de duas rotas convencionais utilizadas para a 
obtenção de aços multifásicos. (a) austenitização plena seguida de resfriamento contínuo ou 
tratamento isotérmico. (b) austenitização intercrítica seguido de tratamento isotérmico. 
Fonte: (MARTINS, 2015). 
A figura 2.5 representa a tensão de resistência à tração e alongamento total de aços o 
produto desses é quantificado como conformabilidade. Um aumento da relação austenita/ 
martensita (aproximadamente 5%) e, em seguida, permanece constante para os aços Dual 
Phase. Com aumento além dos 5%, citado acima, o limite de resistência aumenta a o 
alongamento total diminui. Notadamente, a interpretação mais moderna dos aços TRIP informa 
que toda a austenita residual se transforma em martensita já nos primeiros estágios de 
deformação antes da região de estricção (MARTINS, 2007). 
 
Figura 2.11: Relação entre ductilidade e resistência de aços de primeira geração. 
Fonte: (MARTINS, 2015). 
 
16 
A concepção de novas ligas está sempre associada às exigências e aos contínuos desafios 
do mercado do aço. Quando se combina um bom projeto de liga com um processamento 
termomecânico adequado, conseguem-se inúmeras combinações de propriedades, tais como: 
alta resistência associada à ductilidade, tenacidade e conformabilidade, em decorrência da 
coexistência de diferentes constituintes microestruturais (HURTADO FERRER, 2003). 
Em relação aos aços assistidos pelo efeito TRIP, numerosas composições químicas 
foram desenvolvidas e vêm sendo avaliadas nos últimos anos, com a finalidade de ajustar sua 
microestrutura e obter as combinações de propriedades mecânicas desejadas. Algumas dessas 
composições estão resumidas na Tabela 2.1 (HURTADO FERRER, 2003). 
Tabela 2.1: Composições químicas de aços de baixa liga assistidos pelo efeito TRIP, %. 
 
Fonte: (HURTADO FERRER, 2003). 
Dois tipos de aplicações têm sido observados para o aço TRIP. A primeira delas está 
relacionada à maior capacidade de conformação desse aço em relação a outros aços de 
resistência mecânica similar. Nessas aplicações, quase sempre uma forma mais complicadaé 
requerida, além da alta resistência. O segundo tipo está relacionado à absorção de energia que 
esse aço é capaz de proporcionar em um evento de impacto. Nesse caso, ele é aplicado em peças 
do veículo cuja função é se deformar e absorver a energia de impacto. Não raro, no entanto, o 
aço TRIP é aplicado em partes onde ambas as características são requeridas (PEREIRA; 
BUSTAMANTE; FERREIRA, 2018). 
Aplicações potenciais incluem indústrias automobilísticas, carenagem de foguetes, 
prendedores inoxidáveis de alta resistência mecânica, agulhas cirúrgicas, blindagem inoxidável 
e cabos e fios de alta resistência mecânica. 
 
17 
2.4 Conformação de aços TRIP 
2.4.1 Excentricidades e parâmetros importantes 
O retorno elástico é uma preocupação importante no projeto de ferramentas para 
conformação de chapas. Exigências ambientais e de mercado levaram a um aumento no uso de 
aços avançados de alta resistência (AHSS - Advanced High Strength Steel) como material de 
trabalho. Um aumento da tensão de escoamento do material diminui sua conformabilidade e 
aumenta o comportamento elástico. O efeito do retorno elástico é um dos principais fatores que 
determinam a forma final do produto e, se não for corretamente controlado, afeta adversamente 
a precisão do produto e, consequentemente, a sua qualidade. O controle do retorno elástico ou 
a correção dos materiais estampados é uma tarefa difícil e complexa que normalmente é 
resolvida por métodos de tentativa e erro. Estes métodos são demorados e implicam em custos 
elevados (HAUS et al., 2012). 
Nos processos de dobra de chapas, o material tem uma recuperação elástica considerável 
durante a remoção da carga o que leva a um retorno elástico elevado. Considerando aspectos 
de qualidade e dimensões finais do produto, o projeto de ferramentas para conformação de 
chapas deve ser capaz de prever a recuperação elástica, que é influenciada por uma combinação 
de parâmetros de processo, tais como formas e dimensão da ferramenta, condições de atrito e 
de contato, as propriedades dos materiais, espessura, principalmente (HAUS et al., 2012). 
O grau de dificuldade aumenta no caso de conformação de formas muito complexas, 
como, por exemplo, peças com superfícies irregulares. A tarefa de atingir a exigida precisão 
dimensional nesses casos é ainda mais difícil. Como o retorno elástico afeta a qualidade dos 
componentes conformados, uma intensa pesquisa no desenvolvimento de novos métodos 
permitiram aos projetistas minimizar os erros provenientes dele. Contudo, qualquer que seja a 
técnica utilizada para aperfeiçoar a operação de dobra, esta é normalmente incapaz de lidar com 
a complexa interação dos diversos fatores que influenciam a operação. A otimização da forma 
final de uma conformação complexa é então um procedimento delicado que frequentemente 
conduz a atrasos no projeto e custos elevados (HAUS et al., 2012). 
O estudo da influência do efeito Bauschinger no retorno elástico nos fornece dados que 
serão utilizados na predição do retorno elástico, facilitando assim o trabalho dos projetistas de 
matrizes. O efeito Bauschinger é o fenômeno no qual ocorre a redução da tensão de escoamento 
 
18 
à tração (compressão) quando o material é descarregado e recarregado à compressão (tração) 
no regime plástico e aplicada uma tração (compressão) na mesma direção Figura 2.12. 
 
Figura 2.12: Curva típica de Bauschinger. 
Fonte:(HAUS et al., 2012; WEINMANN; ROSENBERGER; SANCHEZ, 1988). 
Segundo (WEINMANN; ROSENBERGER; SANCHEZ, 1988), em chapas, o efeito 
Bauschinger aparece principalmente devido ao escoamento da chapa pelo draw bead, no qual 
ocorre um processo de três dobras e desdobras além de mais uma dobra e desdobra da chapa 
durante do movimento de entrada da chapa na cavidade da matriz (figura 2). Com esses 
processos de dobra, desdobra e redobra, o aparecimento do efeito Bauschinger em chapas é 
esperado e não pode ser desprezado, principalmente na predição do retorno elástico (HAUS et 
al., 2012). 
 
Figura 2.13: Deslizamento da chapa através dos cordões esticadores. 
Fonte:(HAUS et al., 2012; WEINMANN; ROSENBERGER; SANCHEZ, 1988). 
 
19 
Segundo CARDEN et al. (2002) a preocupação com retorno elástico e controle de 
qualidade aumentou entre os fabricantes de automóveis com a crescente utilização de aços de 
alta resistência. Peças de AHSS demonstram mais retorno elástico do que as peças feitas de aço 
carbono. Ainda, a experiência com a conformação de AHSS é limitada em relação ao uso dos 
demais aços. Além disso, o propósito de aplicar AHSS é para redução de peso, o que implica 
em uso de chapas mais finas que tem menor capacidade de manter o formato depois da 
conformação. Daí, isso leva a variações dimensionais e problemas durante a montagem dos 
componentes, e por sua vez, resulta em problemas de qualidade. Assim, a compreensão, 
caracterização exata, previsão, controle e redução do retorno elástico e suas variações tornaram- 
se muito importantes em termos de diminuir o tempo de desenvolvimento e reduzir a taxa de 
sucata na produção para atingir a fabricação rentável de peças com AHSS (HAUS et al., 2012). 
Muitos estudos comprovam que o retorno elástico tem um comportamento diferente nos 
AHSS se comparados com os aços HSS tradicionais, como os aços HSLA. Um exemplo é 
mostrado na Figura 2.14. 
 
Figura 2.14: Perfis fabricados com a mesma matriz. 
Fonte: (HAUS et al., 2012). 
ZHANG e LIN (1997) investigaram o retorno elástico em dobramento em V com 
punções deformáveis e matrizes rígidas independentemente de atrito durante os experimentos. 
A zona de contato foi estudada por meio de filmes pré- escala Fuji. Eles descobriram que a 
interação da interface induzida pelo punção deformável diminuía o retorno elástico (HAUS et 
al., 2012). 
 
20 
BORDONARO e LEE (1996) estipularam que o cálculo exato da distribuição do 
momento de flexão desempenha um papel importante na análise do retorno elástico. 
MORESTIN e BOIVIN (1996) apresentou um modelo de endurecimento cinemático para os 
estudos de retorno elástico em chapas conformadas. CHAKHARI e JALINIER (1984) estudou 
o retorno elástico das peças dobradas em V e peças dobradas U empregando modelo de 
anisotrópico elasto-plástico. WANG (1984) apresentou uma análise analítica para a previsão 
dos efeitos da folga na matriz no retorno elástico (HAUS et al., 2012). 
BAHLOUL et al. (2006) e SONG et al. (2007) utilizaram a metodologia de resposta 
para aperfeiçoar os parâmetros dos processos da conformação. CHEN et al. (2008) investigaram 
o efeito de diversos materiais e parâmetros de processo sobre a variação elástica de uma forma 
de canal aberto da peça de aço DP. Para prever o retorno elástico, o efeito Bauschinger tem sido 
considerado por YOSHIDA e UEMORI (2003), GAU e KINZEL (2005). DONGJUAN et al. 
(2007) propõe um modelo analítico para a previsão de retorno elástico no dobramento em U 
com base em critérios deformação de Hill-48. LEE e WANG (2005) realizou embutimento de 
uma tira com uma ferramenta elíptica para avaliar o retorno elástico bidirecional. O retorno 
elástico foi previsto no dobramento V livre por THIPPRAKMAS e ROJANANAN (2008). 
SINGH et al. (2004) estudaram o efeito da geometria da ferramenta do dobramento livre na 
qualidade do produto (HAUS et al., 2012). 
Assim, em um estudo feito por (HAUS et al., 2012), foi determinado a influência do 
efeito Bauschinger no comportamento elástico de um aço TRIP 800 em operação de 
dobramento em matriz de deslizamento. Também foram analisadas as influências do raio de 
curvatura da matriz e da folga entre matriz e punção no retorno elástico (HAUS et al., 2012). 
A composição química e propriedades mecânicas do aço TRIP800 podem ser 
observadas nas Tabela 2.2 eTabela 2.3. 
Tabela 2.2: Composição química do aço TRIP800 (partes de massa em %). 
 
Fonte: (HAUS et al., 2012). 
 
21 
 Tabela 2.3: Propriedades Mecânicas do aço TRIP800.Fonte: (HAUS et al., 2012). 
O ângulo de retorno elástico em graus para 1ª dobra (D), 2ª dobra (DR), 3ª dobra (DRD) 
e 4ª dobra (DRDR) para as folgas de 2,5, 3,0 e 3,5 mm estão nas Tabela 2.4Tabela 2.5Tabela 
2.6. 
Tabela 2.4: Ângulo de retorno elástico (Graus) para folga de 2,5 mm. 
 
 
22 
Tabela 2.5: Ângulo de retorno elástico (Graus) para folga de 3,0 mm. 
 
Tabela 2.6: Ângulo de retorno elástico (Graus) para folga de 3,5 mm. 
 
Fonte: (HAUS et al., 2012). 
As Figura 2.15Figura 2.16Figura 2.17 mostram a comparação dos ângulos de retorno 
elástico para os raios de 10, 15 e 20 mm para o aço TRIP 800. 
 
23 
 
Figura 2.15: Variação do ângulo de retorno elástico para o aço TRIP 800 com folga de 2,50 
mm a cada dobra. 
Fonte: (HAUS et al., 2012). 
 
Figura 2.16: Variação do ângulo de retorno elástico para o aço TRIP 800 com folga de 3,00 
mm a cada dobra. 
 
24 
 
Figura 2.17: Variação do ângulo de retorno elástico para o aço TRIP 800 com folga de 3,50 
mm a cada dobra. 
Fonte: (HAUS et al., 2012). 
Em todos os casos ficou claro um aumento do retorno elástico a cada dobra. Esse 
aumento chegou próximo a 50% da primeira para a última, como no dobramento com raio 10 
mm e folga de 3,5 mm. Nessas figuras também se pôde notar que apesar do raio de 20 mm ser 
aquele que tem maior retorno elástico na primeira dobra, o de raio de 15 mm possui um aumento 
maior nesse ângulo para as dobras subsequentes (HAUS et al., 2012). 
As figuras 10, 11 e 12 apresentam a comparação dos ângulos de retorno elástico para as 
folgas de 2,5, 3,0 e 3,5 mm para o aço TRIP 800 (HAUS et al., 2012). 
 
 
25 
Figura 2.18: Variação do ângulo de retorno elástico para o aço TRIP 800 com raio de 10 mm a 
cada dobra. 
 
Figura 2.19: Variação do ângulo de retorno elástico para o aço TRIP 800 com raio de 15 mm 
a cada dobra. 
 
Figura 2.20: Variação do ângulo de retorno elástico para o aço TRIP 800 com raio de 20 mm 
a cada dobra. 
Fonte: (HAUS et al., 2012). 
Pôde-se notar pouca influência nos ângulos de retorno elástico a cada dobra. Para as 
duas folgas menores, os valores dos ângulos de retorno elástico foram praticamente iguais para 
todas as dobras e os três raios testados. Para a folga de 3,5 mm e os raios de 15 e 20 mm houve 
uma ligeira mudança nos valores (HAUS et al., 2012). 
 
26 
Em todos os casos ficou claro um aumento do retorno elástico a cada dobra. Esse 
aumento chegou próximo a 50% da primeira para a última, como no dobramento com raio 10 
mm e folga de 3,5 mm. Nessas figuras também se pôde notar que apesar do raio de 20 mm ser 
aquele que tem maior retorno elástico na primeira dobra, o de raio de 10 mm possui um aumento 
maior nesse ângulo para as dobras subsequentes. Pôde-se notar pouca influência nos ângulos 
de retorno elástico a cada dobra. Para as duas folgas menores, os valores dos ângulos de retorno 
elástico foram praticamente iguais para todas as dobras e os três raios testados. Para a folga de 
3,5 mm e os raios de 15 e 20 mm houve uma ligeira mudança nos valores (HAUS et al., 2012). 
Quando avaliados os ensaios de dobramento verificou-se que realmente há influência 
do efeito Bauschinger no retorno elástico para o aço TRIP 800. Para todos os raios de curvatura 
e folgas entre matriz e punção houve a variação significativa do retorno elástico. Em alguns 
casos o aumento do retorno elástico entre a primeira e a última dobra chegou próxima a 50% 
(HAUS et al., 2012). 
 
 
27 
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