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Projeto de iniciação científica

PREVISÃO DA VIDA EM FADIGA EM FUNÇÃO DA TEMPERATURA DE

REVENIMENTO DE AÇO INOXIDÁVEL MARTENSÍTICO UNS S42000

Relatório Final

Bolsista: Rennê Rojais de Carvalho e-mail: [email protected]

Orientador: Prof. Dr. Rodrigo Magnabosco Departamento de Engenharia Mecânica - FEI

e-mail: [email protected]

02/04/2006



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RESUMO DO PROJETO Usado em cutelaria e em outras aplicações que demandem resistência à corrosão associada à resistência mecânica e ao desgaste, o aço inoxidável martensítico UNS S42000 não foi caracterizado quanto ao seu comportamento à fadiga, especialmente em se tratando de fadiga de baixo ciclo. Assim, o presente projeto de pesquisa tem por objetivo obter dados que permitam a previsão de vida em fadiga de aço inoxidável martensítico UNS S42000 em função da temperatura de revenimento. Foram levantadas as variáveis que determinam o comportamento mecânico destas ligas, através de ensaios de tração, e os coeficientes e expoentes de resistência e ductilidade a fadiga, através de ensaios de fadiga controlados por amplitude de deformações, caracterizando o fenômenos de fadiga de baixo ciclo neste material. Os ensaios de tração e de fadiga foram feitos obedecendo as normas ASTM E 8M-04 e ASTM E 606-04 respectivamente. Para realização dos ensaios foi utilizada uma máquina universal de ensaios MTS do LabMat-FEI. Os corpos-de-prova foram austenitizados a 1000°C por 40 minutos, temperados em óleo e revenidos entre 200ºC e 600°C por 1 hora, utilizando forno poço a vácuo do LabMat-FEI. Para realizar a caracterização microestrutural foram utilizadas amostras retiradas dos corpos-de-prova tratados termicamente, e foram analisadas utilizando um microscópio LEICA DMLM do LabMat-FEI. A Análise fractográfica foi feita utilizando o Microscópio Eletrônico de Varredura (MEV) Philips XL60 do Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais da EP-USP, e lupa estereoscópica do LabMat-FEI. Pode-se constatar que o material em estudo obedece à equação de Ramsberg-Osgood tanto sob condições monotônicas como cíclicas. No entanto H e n não variam da mesma forma que Hé n em função da temperatura de revenimento, portanto o comportamento do material à solicitações cíclicas é diferente do comportamento à solicitações monotônicas. Para vida em fadiga maior do que 105 ciclos, o comportamento do material temperado e revenido de 400 a 550ºC é semelhante, com um destaque para a condição de temperado e revenido a 550ºC, que se apresentou um pouco melhor. Para as condições de temperado e revenido a 200 e 300ºC há uma perda de vida em fadiga, e a condição de temperado e revenido a 600ºC se apresentou como a pior condição de tratamento térmico para resistência à fadiga. A vida em fadiga do material temperado e revenido até 550ºC é dominada por deformações elásticas, resultando em baixa vida de transição Nt. A alta resistência mecânica permite deformações elásticas, e baixa ductilidade impede a deformação plástica, levando a esse comportamento. A vida em fadiga do material temperado e revenido a 600ºC é dominada por deformações plásticas, resultando em alta vida de transição Nt. A baixa resistência mecânica dificulta deformações elásticas, e alta ductilidade favorece a deformação plástica, levando a esse comportamento.



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Palavras-chave: 1. Comportamento mecânico 2. Fadiga de baixo ciclo 3. Aço inoxidável martensítico 4. UNS S42000 5. Tratamentos térmicos



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I. OBJETIVO:

O aço inoxidável martensítico UNS S42000 não foi caracterizado quanto ao seu comportamento à fadiga, especialmente em se tratando de fadiga de baixo ciclo (Lampman, 1997). Assim, o presente projeto de pesquisa tem por objetivo obter dados que permitam a previsão de vida em fadiga deste material, analisando a influência da microestrutura obtida após têmpera e revenimento por uma hora no comportamento monotônico e à fadiga, em diferentes temperaturas de revenimento.

II. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA: II.1- Tipos de aços inoxidáveis: Aços inoxidáveis são ligas de ferro que contém no mínimo 11% de cromo. Essa quantidade de cromo impede a formação de ferrugem, e é dessa característica que deriva o seu nome de inoxidável. Sua resistência à corrosão é fornecida por uma película muito fina de óxido de cromo na superfície conhecida como película passiva, que é auto protetora em muitos ambientes. Hoje se conhecem mais de 180 ligas diferentes de aços inoxidáveis e a cada dia surge mais alguma modificação. Em alguns tipos de aços inoxidáveis o teor de cromo pode chegar a até 30%, e mais alguns elementos de liga são adicionados para fornecer certas propriedades, ou simplesmente para facilitar o processo de fabricação. Por exemplo, níquel, nitrogênio, e molibdênio são adicionados para fornecer resistência à corrosão; carbono molibdênio, nitrogênio, titânio, alumínio e cobre para resistência mecânica; enxofre e selênio para melhorar a usinabilidade; e níquel para aumentar a formabilidade e tenacidade (Sedriks, 1996-A). Os aços inoxidáveis mais comuns são divididos em três grupos de acordo com sua estrutura cristalográfica: austeníticos (cúbico de face centrada), ferríticos (cúbico de corpo centrado), e martensíticos (tetragonal de corpo centrado). Existem também os que contêm austenita e ferrita, normalmente em quantidades iguais, e são conhecidos como “dúplex”. Os aços inoxidáveis são identificados de três formas genéricas: (a) pela Unified Numbering System (UNS), pelos números de American Society for Testing and Materials (ASTM) e pela Society of Automotive Engineers (SAE) para as ligas comerciais; (b) pelo sistema numérico da American Iron and Steel Institute (AISI); e (c) nomes baseados na composição, propriedades, ou por marcas registradas. As designações da AISI são feitas com três números. Os aços inoxidáveis austeníticos são classificados nas séries 200 e 300. Na série 200 estão os alto-manganês (>2%) e na série 300 as ligas Cr-Ni. Os ferríticos e martensíticos estão na série 400. Os aços inoxidáveis dúplex (com exceção do AISI 329), os endurecíveis por precipitação, e os alta-liga que contém menos do que 50% de ferro não tem especificações pela AISI, e são normalmente



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conhecidos por nomes baseados em suas composições e por marcas registradas, ou pelo número UNS (Sedriks, 1996-A). II.2- Inclusões de sulfeto: Nos aços inoxidáveis o enxofre presente ou é uma impureza (0,03%máx) ou é uma adição proposital, normalmente até 0,3%, para melhorar a usinabilidade. Como a solubilidade sólida do enxofre nos aços inoxidáveis é menor do que 0,01% na temperatura ambiente é comum a existência de sulfetos. O sulfeto predominante é o sulfeto de manganês, mas às vezes este pode conter cromo, ferro, e outros elementos e pode estar fisicamente associado com óxidos. Com o sistema de refino de descarbonetação por sopro combinado de oxigênio e argônio (AOD), pode-se facilmente produzir aços inoxidáveis com baixo enxofre. Com a prática de AOD pode-se obter teores de enxofre abaixo de 0,002%, entretanto teores abaixo deste podem dificultar a penetração da solda a arco elétrico. Pelo fato de conter um baixíssimo nível de enxofre com a moderna prática de AOD, a porção de manganês que atualmente precisa se juntar com o enxofre residual formando MnS é significativamente menor do que a necessária para a produção de aço inoxidável alto-enxofre. As inclusões contidas nos aços inoxidáveis usados como instrumentos cirúrgicos ou para a fabricação de vasos de paredes finas, sujeitas a alto vácuo podem ser significativamente reduzidas por refusão com eletrodo consumível na escória. Os aços inoxidáveis que passam por este processo são conhecidos como “super clean quality” (SCQ) (Sedriks, 1996-B). II.3- Aços Inoxidáveis Austeníticos: A série 300 representa modificações no aço inoxidável clássico 18/8 (18%Cr-8%Ni). As mudanças mais importantes que implicam na melhora da resistência a corrosão são (a) adição de molibdênio, ou molibdênio mais nitrogênio, para melhorar a resistência à corrosão por pite e em frestas, (b) subtração de carbono ou estabilização deste com titânio ou nióbio e tântalo para reduzir a corrosão intergranular em materiais soldados, (c) adição de níquel e cromo para melhorar a resistência à oxidação e a resistência mecânica em altas temperaturas, (d) adição de níquel para melhorar a resistência à corrosão sob tensão. Os aços Inoxidáveis Austeníticos alto nitrogênio contém entre 16 e 20% de cromo com aproximadamente 0,22% de nitrogênio retido na solidificação em pressão atmosférica. Para teores de nitrogênio acima de 0,22%, é necessário alto teor de manganês para garantir a solubilidade sólida do nitrogênio no cromo e para evitar a precipitação de nitreto de cromo. Esses aços contém também vanádio, silício, e tungstênio como elementos de liga, que beneficiam, junto ao cromo e o nitrogênio, sua resistência à corrosão por pite (Sedriks, 1996-B). II.4- Aços inoxidáveis Ferríticos:



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No passado, a classe 430 representava o aço inoxidável ferrítico mais utilizado para diferentes fins, com uma variação no teor de cromo entre 14 e 18%, dando aos usuários a escolha de propriedades. Especificações de cromo próximas aos 14% melhoram a soldabilidade, mas com sacrifício da resistência à corrosão, que aumenta em teores próximos aos 18%, somada a diminuição de resistência ao impacto. Depois estreitaram os limites de teor de cromo da série 430 para valores entre 16 e 18%, surgiu a série 429 com teores de cromo entre 14 e 16%. As séries 430F e 430FSe contém no máximo 0,15% de enxofre e selênio, para conceder características de boa usinabilidade, enquanto a série 434 contém molibdênio para aumentar a sua resistência à sua corrosão por pite. Nitrogênio, nióbio, alumínio e titânio podem ser adicionados para restringir o tamanho de grão através da formação de carbonetos e nitretos. Os aços inoxidáveis designados como Monit, Sea-Cure, 29-4C, e 29-4-2 são conhecidos como “superferríticos” e vieram a ser utilizados nos anos 70. Historicamente, os superferríticos derivam do “high-purity” 29%Cr-4%Mo que foi desenvolvido e patenteado pela M. A. Streicher da duPont Experimental Station na década de 60 (Sedriks, 1996-B). A estrutura ferrítica desses aços inoxidáveis apresenta algumas complicações, de natureza metalúrgica, como a transição frágil-ductil, a fragilização dos 475°C, precipitação de fases intermetálicas, fragilização a altas temperaturas, baixa ductilidade de materiais soldados, e sensitização (Sedriks, 1996-B). II.5- Aços Inoxidáveis Martensíticos: Os aços inoxidáveis martensíticos apresentam mais de 11,5% de cromo e possuem microestrutura austenítica em temperaturas elevadas, a qual pode ser transformada em martensítica após resfriamento ao ar ou óleo, dada a grande temperabilidade fornecida pelo cromo. Esses aços são definidos pelos limites de variação de cromo de 11,5 a 18%, onde o limite inferior pode prejudicar a resistência à corrosão, e o limite superior pode dificultar a transformação de toda a austenita em martensita. Para obter as propriedades convenientes para a sua aplicação na engenharia esses aços devem ser temperados e revenidos, e suas propriedades estão diretamente relacionadas com a as temperaturas de revenimento. A série 410 contém 12% de cromo e é a serie mais popular dentre os aços inoxidáveis martensíticos produzidos hoje em dia. A série 410S é uma versão baixo carbono do 410. A série 403 contém menos silício e é usada em peças forjadas. A série 416Se contém selênio para facilitar a usinagem. A série 420 com médio teor de carbono foi originalmente desenvolvida para aplicações de cutelaria. Já a variação com mais enxofre ou selênio, série 420F, é de mais fácil usinagem. As séries 414 e 431 contêm níquel, e são produzidas para obter maior tenacidade, e também uma maior resistência à corrosão. Essas séries são utilizadas em peças de aeronaves, bombas e válvulas. Já as séries 440A, 440B, 440C são séries alto-cromo e alto-carbono, e são usadas como mancais, onde é necessária alta dureza para fornecer alta resistência ao desgaste. As séries 440F e 440FSe são variações de boa usinabilidade das séries de alto-



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carbono. O baixo-cromo, baixo-carbono, chamado de “DD400” (Fe-12,25Cr-0,67C-0,7Mn-0,3Si) foi desenvolvido no Japão para competir com o 440C nas aplicações de mancais. A presença de inclusões e de partículas de segunda fase está ligada aos altos níveis de vibrações e ruídos dos mancais e, portanto deve ser evitada nestas aplicações. Para ligas austenitizadas a 1050°C, a série 440C contém 7% de carbonetos não dissolvidos, enquanto o DD400 não contém nenhum. A série 442 contém níquel, molibdênio, tungstênio e vanádio, e é usado como peças de turbinas e fixadores. A adição dessas ligas garante a uniformidade das propriedades mecânicas em toda a seção das peças forjadas. Os aços inoxidáveis martensíticos são geralmente usados para aplicações especiais, onde é necessária uma boa resistência à corrosão associada a certas propriedades mecânicas (alta resistência com uma tenacidade adequada, boa resistência à corrosão abrasiva, boa resistência à fadiga, entre outras). As séries de alto-carbono geralmente não são usadas para aplicações onde se requerem soldas, alta ductilidade, ou serviços em temperaturas entre 400-600°C por causa da fragilização de revenimento (Sedriks, 1996-B). II.6- Revenimento de aços inoxidáveis martensíticos: Os aços inoxidáveis endurecíveis pela transformação martensítica precisam ser temperados e revenidos para alcançarem suas melhores propriedades para a engenharia. O efeito da temperatura de revenimento na resistência mecânica, tenacidade e na resistência à corrosão do aço inoxidável 420 é mostrado na Figura 1. Reveni-lo em temperaturas entre 450 - 600°C piora a tenacidade e a resistência à corrosão. A razão pela qual ocorre a redução na resistência corrosão é a ocorrência nessa faixa de temperatura de endurecimento secundário dado pela precipitação de carbonetos de cromo, diminuindo assim o teor de cromo em solução sólida, o que compromete a formação da película passiva, que compromete a inoxidabilidade. Em estudos usando o aço inoxidável 403 foi desenvolvido um mapa de revenimento, que está mostrado na Figura 2, onde são mostradas as propriedades mais relevantes em função de tempo e temperatura de revenimento. O termo “healing” refere-se ao desaparecimento das regiões empobrecidas em cromo próximas aos carbonetos devido a sensitização que ocorre na faixa denominada “sensetization”. O termo “secondary hardening” refere-se ao aumento da dureza causado pela precipitação de carbonetos. O máximo valor de endurecimento secundário está associado à precipitação finamente dispersa de carbonetos pela matriz metálica. Em temperaturas mais altas, a precipitação de carbonetos se torna grosseiramente dispersa, e menores valores de dureza e resistência mecânica são observados. O termo “annealing” se refere a liga em seu estado recozido, ou seja, na condição onde há a máxima precipitação e coalescimento dos carbonetos na matriz ferrítica. A sensitização é um fenômeno que pode ocorrer nos aços inoxidáveis se submetidos por um determinado período de tempo em altas temperaturas, pois desta forma a precipitação de carbonetos, particularmente de cromo, fica facilitada. Como a difusão é mais lenta no interior dos grãos do que em seus contornos, surgem regiões empobrecidas em cromo ao redor dos carbonetos formados, o que caracteriza a sensitização, ou seja, a película passiva



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(formada de óxidos de cromo) é menos resistente nas regiões onde a matriz metálica tem menor teor de cromo. Assim essas regiões de contornos de grãos estão mais susceptíveis à corrosão localizada. A sensitização pode ser causada por resfriamento lento, pelo tratamento térmico, por elevadas temperaturas de serviço, ou por soldagem. Os aços inoxidáveis que apresentam mais facilmente a sensitização são os ferríticos e martensíticos, pois a difusão ocorre mais facilmente em estruturas CCC do que em estruturas CFC, facilitando assim a formação de carbonetos. Mas a gravidade da sensitização é maior nos aços austeníticos (CFC), pois como nestes a difusão é dificultada, também para o cromo é mais lenta a redistribuição deste elemento do interior dos grãos para a região sensitizada (Sedriks, 1996-B).

Figura 1: Diagrama de revenimento do aço UNS S42000 (Sedriks, 1996-B).



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Figura 2: Mapa de revenimento do aço 403, mostrando as propriedades relevantes em

função de tempo e temperatura de revenimento (Sedriks, 1996-B). II.7- Comportamento monotônico e curvas Tensão-Deformação: O comportamento monotônico é obtido através de um ensaio de tração, onde um corpo-de-prova de qualquer geometria é submetido a uma força monotônica crescente de tração até a sua fratura. O comportamento de tensão-deformação monotônico uniaxial é baseado nas relações de tensão-deformação convencionais e tensão-deformação reais. A tensão nominal convencional, �, em um teste uniaxial é definida pela equação II.1,

oAF=σ (II.1)

Onde (F) é a força axial e (Ao) é a área da seção transversal inicial. Já a tensão real, (σ~ ) é definida pela equação II.2,

AF=σ~ (II.2)

Onde (A) é a área da seção transversal instantânea. Como a área vai diminuindo durante o ensaio, a tensão real é maior do que a tensão convencional. A deformação convencional (ε) é definida como o deslocamento provocado pela aplicação da força por unidade de comprimento de material solicitado, como mostra a equação II.3.



7

oo

o

LL

LLL ∆=

−=ε (II.3)

Onde (L) é o comprimento instantâneo, (�L) é a variação do comprimento inicial (Lo ). Normalmente a deformação total é expressada em porcentagem em relação ao comprimento inicial (Lo), e é chamada a porcentagem de alongamento total (AT

Lo).

100.100.o

ofT

LT L

LLA o

−== ε (II.4)

Outra medida de deformação total ou de ductilidade é a porcentagem de redução de área (%RA), que é obtida através da comparação da área da seção transversal final (Af), com a área da seção transversal inicial (Ai).

%RA 100.��

��

� −=

o

fo

A

AA (II.5)

A deformação real (ε~ ) é baseada no comprimento instantâneo, e é dada por,

��

��

�=

oLL

ln~ε (II.6)

Para pequenas deformações em metais, menores do que 3%, a tensão convencional é aproximadamente igual à tensão real, e a deformação convencional é aproximadamente igual à deformação real. Portanto para pequenas deformações pode-se desconsiderar a diferença entre tensões e deformações reais e convencionais. Entretanto, para grandes deformações essa diferença é considerável. Para grandes deformações plásticas pode-se assumir a condição de volume constante até a estricção (Dowling, 1999). Assumir essa condição é razoável, pelo fato de que geralmente a deformação plástica não contribui com a mudança de volume. As relações entre �, σ~ , ε, ε~ podem então ser descritas por

)1.(~ += εσσ (II.7)



8

)1ln(ln~ εε +=��

��

�=AAo

(II.8)

As equações (II.7) e (II.8) são validas até o início da estricção, que acontece quando o limite de resistência (σLR) é alcançado, pelo fato de que depois da estricção a deformação plástica se torna localizada e a deformação passa a não ser uniforme ao longo do corpo-de-prova. Devido a ocorrência da estricção, normalmente a ductilidade é medida pela porcentagem de redução de área (%RA), equação II.5, ou pela deformação real na fratura (ε~ f ), dada pela equação II.9 (Dowling, 1999).

ε~ f = ��

��

�

− RA100100

ln (II.9)

A partir da curva tensão-deformação, o comportamento mecânico de um material metálico pode ser definido, e cinco são as propriedades mecânicas básicas que o caracterizam: rigidez, resistência, ductilidade, resiliência e tenacidade (Dowling, 1999). Rigidez é a propriedade mecânica que descreve a capacidade de um material deformar-se no trecho elástico sob uma dada tensão aplicada. Na curva tensão-deformação de materiais metálicos é caracterizada pela inclinação do trecho linear elástico, e a esta se dá o nome de módulo de elasticidade (E), também chamado de módulo de Young, definido na Figura 3. Sendo o trecho elástico praticamente linear em toda a sua extensão, é possível afirmar que no regime de deformação elástica vale a equação II.10:

εσ .E= (II.10) Devido aos elevados valores de E encontrados na maioria dos materiais metálicos, as deformações elásticas são pequenas e, deste modo, os valores numéricos de tensão convencional e real na região de deformação elástica são praticamente idênticos. Resistência pode ser definida como a capacidade de um material metálico resistir a um determinado evento de deformação plástica. Dois deles são definidos na Figura 3, gerando os conceitos de limite de resistência (σLR) e de limite de fratura ou ruptura (σf). O limite de resistência marca a tensão na qual o material deixa de apresentar deformação uniformemente distribuída, passando a formar a estricção e, portanto, iniciando seu processo de fratura; é assim o marco do início da região de deformação plástica não-uniforme. Já o limite de ruptura marca a tensão (convencional) na qual ocorre a fratura do corpo-de-prova. Na Figura 4 define-se o limite de proporcionalidade (σp) como o valor de tensão onde a relação entre tensão e deformação no trecho elástico deixa de ser linear, não obedecendo mais a equação II.10. De fato, existe um trecho de deformação elástica não linear, e o término da região de deformação elástica se dá no limite de elasticidade (σel), também definido na Figura 4. Contudo, a determinação deste limite é difícil, adotando-se como



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limite das regiões elástica e plástica o limite de escoamento (σLE), ou a tensão na qual ocorre uma pequena deformação plástica (usualmente, 0,002 ou 0,2%).

0

100

200

300

400

500

600

700

0,00 0,02 0,04 0,06 0,08 0,10

deformação (mm/mm)

tens

ão (M

Pa)

Figura 3: Curva tensão-deformação típica de material metálico, mostrando a definição de módulo de elasticidade (E), do limite de resistência (�LR) e do limite de ruptura ou de fratura (�f).

0

100

200

300

400

500

600

0,000 0,002 0,004 0,006 0,008 0,010

deformação (mm/mm)

tens

ão (M

Pa)

Figura 4: Ampliação do trecho inicial da curva tensão-deformação das Figura 3, agora com a definição do imite de escoamento (�LE), do limite de proporcionalidade (�p) e do limite de elasticidade (�el).

σ��

�

σ�

�

σ��

α ( ) Etg =∆∆=

εσασ∆

ε∆

α

σ�� σ�



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As seguintes propriedades são normalmente obtidas através de um ensaio de tração e algumas delas são usadas em projeto sob fadiga. E = módulo de elasticidade σLE = Limite de escoamento σLR = Limite de Resistência σ~ f = Limite de fratura (ou ruptura) real (AT

Lo). = alongamento total %RA= redução de área

=fε~ Deformação real até a ruptura

O índice subscrito f representa fratura. O limite de fratura real pode ser calculado por

F f /A f , mas é normalmente corrigido para a estricção, pois esta causa um estado de tensão biaxial na superfície da fratura e um estado de tensão triaxial no interior. O fator de correção de Bridgman, para corpos-de-prova cilíndricos (equação II.11) é usado para compensar esse estado de tensão triaxial (Stephens, 2001).

��

��

� +⋅��

��

� +=

RD

DR

B

4min

1lnmin

41

1 (II.11)

Onde (R) é o raio de curvatura do pescoço e Dmin é o diâmetro de seção transversal da parte mais fina do pescoço. O limite de fratura real corrigido pode ser calculado pela equação II.12.

B⋅= σσ ~~B (II.12)

Materiais que apresentam um comportamento frágil não apresentam uma estricção significativa e, portanto, não precisam da correção de Bridgman. Indicadores da capacidade de absorção de energia do material são a resiliência e a tenacidade (Stephens, 2001). Resiliência é a energia absorvida por unidade de volume de material no trecho elástico, energia que é liberada pelo material quando descarregado, e pode ser calculada como a área abaixo da curva tensão-deformação no trecho elástico. Assumindo que o trecho de deformação elástica não-linear é desprezível, pode-se calcular a resiliência através da equação II.13:

Eu LE

R .2

2σ= (II.13)



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Análoga a resiliência, a tenacidade é também uma medida da energia absorvida por unidade de volume, mas agora considerada a energia total absorvida necessária para a mudança de forma do material até a ruptura, e pode ser considerada como a área total sob a curva tensão-deformação. Para muitos metais, um gráfico de tensão real por deformação plástica real em coordenadas log-log resulta em uma curva linear. Para considerar a influência do encruamento, somente os valores entre o limite de escoamento e o limite de resistência são utilizados para gerar esse gráfico (Stephens, 2001). Essa curva é representada pela função:

H=σ~ np )~(ε (II.14)

Onde H é o coeficiente de encruamento, pε~ é a parcela plástica da deformação real, e n é o expoente de encruamento do material. A deformação real total é dada então por:

n

pe HE

1~~~~~ �

�

��

�+=+= σσεεε (II.15)

Essa relação entre tensão e deformação reais foi demonstrada por Ramsberg-Osgood (Stephens, 2001). II.8- Comportamento Cíclico A curva tensão-deformação obtida através de um teste monotônico de tração ou compressão é diferente da obtida em um carregamento cíclico. Isso foi percebido durante o século 19 por Baüchinger. O experimento dele indicou que o limite de escoamento em tração ou compressão sofreu uma redução depois de aplicado um carregamento de sinais opostos que causa uma deformação inelástica. Portanto, uma única inversão de deformação inelástica pode mudar o comportamento de tensão-deformação dos metais. A amplitude e a taxa de endurecimento ou amolecimento cíclico sob as condições de um teste de deformação controlada pode ser avaliada pela variação de tensão em função do número de ciclos, como mostra a figura 6. Endurecimento cíclico (Fig 6b) indica o aumento da resistência à deformação, assim como amolecimento cíclico (fig.6c) indica o efeito contrário. Mudanças no comportamento da deformação cíclica são mais pronunciadas no começo do ensaio cíclico, pois os materiais normalmente se estabilizam gradualmente com a continuação da ciclagem. Entretanto, muitos comportamentos de deformação cíclica são referidos como um ‘comportamento cíclico transiente’ (Stephens, 2001). A estabilização cíclica é razoavelmente completa com cerca de 10 a 40 por cento de toda a vida em fadiga do material no campo imposto. O laço de histerese que se dá em aproximadamente metade da vida em fadiga é o que se usa para representar o



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comportamento tensão-deformação cíclica estável do material. Um laço estável de tensão-deformação está mostrado na figura 7 (Stephens, 2001). A variação total da deformação real é denotada por ��, e �� é a variação da tensão real. A variação da deformação elástica real, ��e, pode ser calculada por ��/E. Por definição:

ppe Eεσεεε ∆+∆=∆+∆=∆ (II.17)

onde ��p é a variação da deformação real plástica.

Figura 6: Resposta da tensão quando solicitado ciclicamente em amplitude de deformação

constante. (a) Amplitude de deformação constante. (b) Endurecimento cíclico. (c) Amolecimento cíclico (Stephens, 2001).



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Figura 7: Laço estável de histerese tensão-deformação cíclica (Stephens, 2001).

Similar a deformação monotônica num teste de tração, o gráfico da amplitude da tensão real, �a, versus a amplitude da deformação real plástica, ��p/2, em coordenadas tipo log-log resulta para a maioria dos metais em uma curva linear representada pela função de potência,

np

a H′

��

��

� ∆⋅′=

2

εσ (II.18)

onde H ′ e n′ são coeficiente de resistência cíclico e expoente de encruamento cíclico, respectivamente. Substituindo a amplitude da deformação plástica obtida na equação (II.18) na equação (II.17) obtém-se a equação de tensão-deformação cíclica representada pela relação de Ramberg-Osgood.

naa

n

a HEHE

′′��

��

�

′+=�

�

��

�

′∆+∆=∆=

11

222σσσσεε (II.19)



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Valores de H ′ e n′ de ligas de engenharia são tabelados. Valores de n′ variam entre 0,05 e 0,25 para a maioria dos metais. Essa variação é menor do que a variação monotônica. O

limite de escoamento cíclico, ′eσ , é definido em 0,2% da amplitude da deformação plástica

na curva tensão-deformação cíclica. Isso pode ser estimado ou substituindo 002,02

=∆ pε

na equação (II.19) ou graficamente da curva tensão-deformação cíclica. A equação II.19 pode também ser escrita como: (Stephens, 2001).

n

HE

′��

��

�

′∆+∆=∆

1

σσε (II.20)

Essa equação representa a curva do laço estável da histerese para metais que apresentam comportamento simétrico de deformação em tensão e compressão. II.8.1- Estimativa da vida em fadiga Outro parâmetro muito importante na caracterização do comportamento de materiais solicitados ciclicamente é a Vida à fadiga (Nf), que consiste no número de ciclos que causará a ruptura para um determinado nível de tensão, em função do número de ciclos necessários para que ocorra a fratura. Os ensaios de fadiga são divididos em fadiga de baixo ciclo, para casos onde ocorre à fratura abaixo de aproximadamente 105 ciclos, e fadiga de alto ciclo, para casos que ultrapassem esse limite. Normalmente, a fadiga de alto ciclo (baixo níveis de tensão) está relacionada com as propriedades elásticas do material (resistência mecânica), já que as deformações empregadas durante o carregamento cíclico são predominantemente elásticas, enquanto que a fadiga de baixo ciclo (altos níveis de tensão) é caracterizada pela presença de deformação plástica cíclica acentuada, possibilitando correlações com o comportamento dúctil do material. Curvas de deformação-vida à fadiga podem ser descritas em escala log-log, como mostra esquematicamente a Figura 8, onde Nf é o número de ciclos até a fratura. A amplitude total da deformação mostrada nessa figura (8) pode ser resolvida em componentes de deformação plástica e elástica no estado constante de patamar da histerese. Para um certo número de ciclos, Nf, a deformação total é a soma das parcelas plástica e elástica. Tanto a curva plástica como a elástica podem ser aproximadas em linhas retas no gráfico bi-logarítimico. Para grandes deformações ou pequenas vidas a deformação plástica é a componente mais predominante, e para pequenas deformações ou grandes vidas a deformação elástica é a componente mais influente. Isso está indicado pelas curvas retilíneas e pelo tamanho do laço de histerese na figura 8. As inclinações das curvas elástica e plástica são ‘b’ e ‘c’, respectivamente. Isso é fornecido na equação II.21 de deformação-vida de corpos-de-prova polidos. O número de ciclos Nt indicado na Figura 8 é a fronteira entre fadiga de baixo ciclo (Nf < Nt) e fadiga de alto ciclo (Nf > Nt), e pode ser chamada de vida de transição. Uma equação da vida de transição pode



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ser derivada da igualdade das parcelas das deformações plástica e elástica, e está sendo mostrada na equação II.22.

Figura 8: Curva tensão-vida mostrando deformação total, e componentes elástica e plástica

(Stephens, 2001).

( ) ( )cff

bf

fpea NN

E22

222ε

σεεεε +′

=∆

+∆

==∆ (II.21)

pe εε =

( ) ( ) )(22 ftc

ffb

ff NNNN

E=�=

′ε

σ



16

cb

f

ft

EN

−

��

�

�

��

�

�

′⋅′

=

1

2σ

ε (II.22)

Onde,

2ε∆

= amplitude da deformação total = Taε

2eε∆

= amplitude da deformação elástica = eaε =

EEaσσ =∆

2

2pε∆

= amplitude da deformação plástica = paε

22eεε ∆

−∆

′fε = coeficiente de ductilidade à fadiga

c = expoente de ductilidade à fadiga ′

fσ = coeficiente da resistência à fadiga b = expoente da resistência à fadiga E = módulo de elasticidade

2σ∆

= amplitude das tensões = aσ

Nf = número de ciclos Nt = vida de transição

A Principal norma para ensaios de vida em fadiga sob carregamentos controlados por amplitude de deformação é a ASTM E 606-04. II.8.3- Efeito da microestrutura Nos mecanismos sólidos, normalmente são usados modelos de metais homogêneos, isotrópicos e linearmente elásticos. Mas a um nível microscópio nenhumas dessas suposições são válidas e a fadiga de metais é significativamente influenciada pela microestrutura. Isso inclui natureza química do metal, tratamento térmico, trabalho a frio, contorno de grão, anisotropia, inclusões, vazios e porosidades, outras descontinuidades e imperfeições. A natureza química, o tratamento térmico, e trabalho a frio têm uma grande influência no limite de resistência à tração do material, e quanto maior o limite de resistência à tração maior será o limite de resistência à fadiga para um dado número de ciclos para a falha. Grãos pequenos geralmente fornecem melhor resistência à fadiga do que



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grãos grandes, exceto em elevadas temperaturas, onde existe uma interação entre fadiga e fluência. Grãos pequenos reduzem as deformações localizadas nas faixas de bandeamento causadas pela laminação, diminuindo a quantidade de escorregamentos irreversíveis, e fornecem mais contornos de grão para ajudar a interromper trincas transgranularres. Anisotropia causada por trabalho a frio aumenta a resistência à fadiga quando solicitada na direção do trabalho, mas causa um decréscimo na resistência à fadiga se solicitado na direção transversal. Inclusões, vazios, porosidades e delaminações (quebra da interface inclusão matriz metálica). São concentradores de tensão, e por isso normalmente induzem sítios capazes de nuclear uma microtrinca da solicitação cíclica. Minimizar inclusões, vazios, porosidades, laminações, e outras descontinuidades é a chave para uma boa resistência à fadiga (Stephens, 2001). II.8.5- Efeito do acabamento superficial Como a maioria das falhas por fadiga tem origem na superfície, pode-se esperar que o acabamento superficial tenha grande efeito no comportamento à fadiga. Os efeitos da superfície são causados por diferentes rugosidades, microestrutura, composição química e tensão residual. Essa influência é mais pronunciada em grandes vidas, onde normalmente uma grande porcentagem dos ciclos está envolvida na nucleação da trinca. Generalizações sobre efeito da retífica e da usinagem são difíceis de se fazer, pelo fato de existirem muitas variáveis envolvidas. A figura 9 mostra o efeito do fator de superfície, ks, usado para polimentos finos, em função do limite de resistência à tração envolvendo as condições de superfície obtidas na retífica (“ grinding” ), usinagem (“ machining” ), laminação à quente (“ hot-rolled” ), forjamento (“ as-forjed” ) (Stephens, 2001) e material polido (“ mirror-polished” ) e (“ fine-ground” ).



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Figura 9: Efeito do acabamento superficial no limite à fadiga (Stephens, 2001).

A redução do limite à fadiga causada pela retífica e pela usinagem é mais restrita à rugosidade da superfície e pela tensão residual, enquanto a laminação à quente e o forjamento incluem dois fatores importantes como a microestrutura e a composição química da superfície, pois estes são significantemente alterados por causa da descarbonetação possivelmente causada por estes processos. Uma conclusão obvia aqui é que se devem evitar as condições de superfície provenientes da laminação à quente e forjamento de regiões sensíveis à fadiga. Isso pode ser feito retirando a superfície indesejável por retífica ou usinagem. Nota-se ainda que superfícies polidas (“ Mirror-polished” ) não reduzem a vida em fadiga, devido ao ks ser igual a 1, e portanto nessas condições se tem o real comportamento do material à fadiga (Stephens, 2001). II.9- Efeito da freqüência de solicitação O aquecimento do corpo-de-prova devido ao amortecimento da histerese pode aumentar sua temperatura significativamente, ocultando assim o verdadeiro comportamento em



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fadiga à temperatura ambiente. Isso é mais relevante em metais de baixa resistência mecânica. Geração de calor devida ao carregamento cíclico depende do volume de solicitação do material. Carregamento axial e corpo-de-prova largo irão gerar mais calor do que corpo-de-prova fino, ou corpo-de-prova entalhado, conseqüentemente o efeito da freqüência pode ser diferente nessas situações. Se o efeito do aquecimento for desprezível devido às várias técnicas de esfriamento e/ou baixa amplitude de tensão durante o teste, junto com desprezível efeito da corrosão, então o efeito da freqüência pode ser avaliado. Nessas condições, usando corpo-de-prova axial ou de flexão, com freqüências menores do que 1Hz tem-se um pequeno efeito no comportamento à fadiga dos metais de estruturas. Em altas freqüências, mas ainda menor do que 200 Hz, o limite de resistência à fadiga entre 106 e 108 ciclos tem um pequeno aumento, de até 10%. Em alguns casos excepcionais à vida à fadiga decresce com o aumento da freqüência. Assim, considerando a ausência dos efeitos decorrentes de aquecimento e corrosão, e outras variáveis agressivas, o efeito da freqüência em faixa de até 200Hz tem sido desprezado em projetos e testes em fadiga. A chave, entretanto, está na ausência da corrosão e de aumento da temperatura (Stephens, 2001). Em faixas de KHz, ocorrem grandes mudanças na resistência à fadiga em comparação a menos do que 200Hz. O aumento de temperatura nessas freqüências (1 a 25KHz) é mais difícil de controlar e o componente deve ser esfriado pelo ar, água ou óleo que faz contato com sua superfície. Testes descontínuos têm sido usados para manter a s condições isotérmicas. Máquinas de testes para KHz são pneumáticas, piezelétricas ou magnetoestrictivas, e os corpos-de-prova são lisos, entalhados ou trincados. Na maioria dos casos, a resistência ao crescimento da trinca é aumentada em freqüências de KHz. Porém, apesar de muitos tenderem para o aumento da resistência à fadiga em freqüências de KHz, ainda é difícil de fazer essa generalização devido ao grande número de complexas variáveis teste/material envolvidas (Stephens, 2001).

II.10- Superfície da fratura de fadiga e suas características macroscópicas. Antes de examinar os aspectos microscópicos do processo de fadiga, examina-se alguns aspectos representativos da superfície da fratura de fadiga. Muitas superfícies de fraturas de fadiga têm alguns aspectos comuns. A figura 10 mostra uma típica superfície de fratura de fadiga. A figura mostra a superfície da fratura que ocorreu em um parafuso que fixa o assento de uma bicicleta. A condição de carregamento imposto no parafuso foi predominantemente axial, mas pode ter incluído uma pequena componente de flexão. Algumas trincas iniciais podem ser vistas próximas à superfície, e estas estão indicadas pelas setas pretas. As linhas radiais escuras enfatizam que essas pequenas trincas nuclearam e cresceram com uma pequena diferença de amplitude pela raiz da rosca. Essas pequenas trincas cresceram e eventualmente se juntaram e formaram uma grande trinca que cresceu por aproximadamente 40 % da superfície da fratura na direção indicada pela seta branca. A ponta da seta branca identifica a frente final de crescimento da trinca de fadiga e o começo da fratura final. Fica evidente a presença de marcas de praia, e com uma inspeção mais



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detalhada, essas marcas de praias mostram uma descoloração e detritos de corrosão indicando uma contribuição ambiental para o crescimento da trinca. A região da fratura final está mostrada na parte de baixo da Figura 10. A parte inferior e à direita da região da fratura final é onde o do parafuso estava inclinado quando se rompeu, causando assim um estado de flexão, caracterizando a aparência.

Figura 10: Típica superfície de fratura por fadiga (Stephens, 2001).

II.8.11- Mecanismos de fadiga e aspectos microscópicos da fratura. Aplicações cíclicas de deformação inelástica em um metal podem causar mudanças contínuas até que a estabilidade cíclica seja alcançada. Alguns metais nunca se estabilizam, enquanto outros são ciclicamente estáveis desde o começo. Baseado na curva tensão-deformação monotônico pode-se determinar se a liga endurece ou amolece durante o carregamento cíclico. Com a ocorrência de deformação inelástica devido à tensão ou deformação cíclica, a densidade de discordâncias aumenta rapidamente. Esse aumento da densidade de discordâncias tende a decrescer a mobilidade destas. Com isso é dificultada a movimentação das discordâncias, e o material sofreu um endurecimento cíclico, e o limite de escoamento cíclico se torna maior de que o limite de escoamento monotônico. Para materiais que são inicialmente duros ou estejam endurecidos, a deformação inelástica cíclica causa rearranjo das discordâncias já existentes em uma configuração de menor resistência a deformação. A reconfiguração das discordâncias tende a promover uma maior mobilidade destas. Portanto o material sofre amolecimento cíclico, e o limite de escoamento cíclico se torna menor do que o limite de escoamento monotônico. Essas duas características cíclicas podem ocorrer em uma escala global por todo o corpo-de-prova, ou de uma forma mais localizada, normalmente em descontinuidades metalúrgicas, trincas ou



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entalhes. Descontinuidades metalúrgicas, trincas e entalhes podem então aumentar localmente a tensão ou deformação o que pode causar deformação plástica localizada no material. A escala de deformação, plástica é muito localizada quando a maior parte do material sofre deformação elástica ou reversível. Para materiais que apresentam um comportamento frágil, as discordâncias são praticamente imóveis e o grau de escorregamento é muito limitado. Já para metais que tem um comportamento dúctil as discordâncias têm poucas restrições para se movimentarem e os escorregamentos são abundantes. Para metais que apresentam um comportamento intermediário, as discordâncias têm mobilidade, mas se restringem a poucos planos de escorregamento. Portanto o mecanismo de nucleação de trinca é muito dependente do tipo de material que se está considerando(Stephens, 2001). Observando a figura 11a se vê um grão com escorregamentos grosseiros normalmente associados à um carregamento estático ou monotônico. Sob carregamento cíclico ocorrem escorregamentos finos, e é o que mostra a figura 11b. Escorregamentos grosseiros podem ser considerados uma avalanche de escorregamentos finos nos quais poucas faixas de escorregamentos adjacentes e paralelas movem-se em relação às outras. Tanto os escorregamentos grosseiros como os finos são estudados com amostras polidas e atacadas quimicamente usando microscópios óticos e eletrônicos. A figura 11c mostra o desenvolvimento progressivo de um par de extrusão/intrusão sob carregamento cíclico. As setas verticais indicam a direção do carregamento (tensão ou compressão), e as setas horizontais identificam a progressão dos escorregamentos.



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Figura 11: Escorregamentos esquemáticos devido a carregamentos externos. (a)

Carregamento monotônico. (b) Carregamento cíclico. (c) Progressão de um par de extrusão/intrusão (Stephens, 2001).

A introdução da microscopia eletrônica na década de 1950 promoveu grandes avanços na compreensão dos mecanismos de fadiga. Microscópios óticos têm uma ampliação limitada a aproximadamente 1000x com pequeno campo de visão e pouca profundidade de foco. Portanto, usar um microscópio ótico em altas ampliações para focar superfícies que não são extremamente planas vai resultar em micrografias de péssima qualidade. Microscópios eletrônicos de varredura promovem excelentes campos de visão e profundidades focadas em amplitudes superiores a 10000x, promovendo excelentes imagens de artefatos de fadiga. Normalmente a nucleação de trincas de fadiga ocorrem na superfície, pelo fato da deformação plástica ocorrer mais facilmente na superfície e nela também é facilitada a ocorrência dos passos de escorregamentos (extrusão/intrusão). E ainda, na maioria das situações, a tensão ou deformação desenvolvida em um componente ou estrutura devido a carregamentos externos são maiores na superfície. Trincas de fadiga que se nucleiam em faixas de escorregamentos tendem a crescer sob o plano de maior tensão de cisalhamento. O crescimento de microtrincas é extremamente



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influenciado pelas características dos sistemas de escorregamento do material, pelo tamanho de grão, e pela extensão da plasticidade próxima a ponta da trinca. Quando o tamanho da trinca é limitado a alguns diâmetros de grãos, o crescimento da trinca ocorre predominantemente por processo de cisalhamento. Esse comportamento de trinca é conhecido como “ crescimento de microtrincas” . Entretanto o tamanho físico que a trinca cresce devido cisalhamento varia de material para material, sendo dependente também do seu tamanho de grão (Stephens, 2001). Nem todas as trincas de fadiga se nucleiam em faixas de escorregamentos. Sob carregamento em condições de fadiga, trincas de fadiga podem nuclear-se próximas às descontinuidades do material como inclusões, partículas de segunda fase, corrosão por pite, contornos de grãos, contornos de maclas, poros e vazios. Às vezes pode-se nuclear trinca em contornos de grãos quando a temperatura ultrapassa aproximadamente 50 por cento da temperatura de fusão absoluta do material ou também devido a grandes amplitudes de deformação. Em temperaturas moderadas os precipitados no contorno de grão aumentam a sua resistência. Já em altas temperaturas, esses precipitados podem abaixar a resistência do contorno, e com a introdução de um período de pausa, quando o mecanismo de fluência pode ocorrer, o contorno de grão se trinca e trincas intergranulares podem ocorrer. Impurezas que segregam nos contornos de grãos podem causar fragilização em alguns metais, e assim é favorecida a nucleação e o crescimento de trincas intergranulares. Microtrincas podem estar presentes no material antes de qualquer carregamento, devido aos processos e tratamentos a que este é imposto. Desse modo, a fase de nucleação da trinca pode não existir se a trinca já existe antes do primeiro carregamento cíclico. Uma vez presente microtrinca ou microtrincas e ciclagem contínua, as trincas tendem a se coalecer e crescer ao longo do plano de maior tensão de tração. Então dois estágios de crescimento da trinca existem, o “ estágio 1” é de modo cisalhante e o “ estágio 2” é de modo trativo. O crescimento de uma trinca de fadiga está mostrado esquematicamente na figura 12. A nucleação da trinca está mostrada na superfície e esta cresce controlada primeiramente por cisalhamento, e depois de uma maneira de “ zigzag” mas essencialmente perpendicular à direção do carregamento, e esta parte foi controlada por tração.



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Figura 12: Crescimento esquemático de uma trinca de fadiga transcrinstalina, mostrando o

estagio 1 (cisalhamento) e o estagio 2 (tração) de crescimento (Stephens, 2001). II.9- Influencia da microestrutura nas propriedades de aços inoxidáveis martensíticos Com base em outros estudos realizados pela sociedade acadêmica internacional, podemos ter uma idéia de qual será o comportamento do aço inoxidável martensítico UNS S42000 à solicitação cíclica. Esse tipo de aço é muito sensível a carbonetos grandes, pois estes são ótimos lugares para a nucleação de trincas de fadiga. Com base nisso seria melhor usar a maior temperatura de austenitização possível, pois desta forma-se dissolveria mais carbonetos diminuindo a quantidade de carbonetos grandes ao final do tratamento térmico. Porém a temperatura de austenitização tem outros efeitos importantes sobre a microestrutura do material (Neri M.A., Colas R). A figura 13 mostra a influência da temperatura de austenitização na dureza obtida após a têmpera. A dureza aumenta com o aumento da temperatura de austenitização até 1050ºC e depois cai até 1100ºC. A dureza aumenta devido a maior dissolução de carbonetos de cromo, o que aumenta o teor de carbono da martensita e promove uma maior deformação no reticulado cristalino. Após 1050ºC a fração volumétrica de austenita retida começa a ser mais significante a ponto de abaixar a dureza após têmpera (Candelária, A.F.; Pinedo C.E). A figura 14 mostra que a resistência à corrosão é fortemente influenciada pela temperatura de austenitização, devido à fração volumétrica de carbonetos. Há um decréscimo na resistência a corrosão com o aumento da temperatura de austenitização até 1075ºC, e dessa temperatura até 1100ºC a resistência à corrosão aumenta. Considerando que a resistência à corrosão está associada à quantidade de cromo em solução sólida na matriz ferrítica, esse é



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um comportamento esperado. Entretanto deve haver outro mecanismo influenciando a resistência à corrosão mais do que o aspecto benéfico da dissolução de carbonetos. Isso pode ser explicado como conseqüência do aumento da tensão residual causada pela deformação do reticulado cristalino devido à reação martensítica, promovido pelo aumento da saturação de carbono quando a temperatura de austenitização aumenta. O decréscimo de massa perdida a 1100ºC confirma o mecanismo proposto. Quando a fração volumétrica de austenita retida aumenta a tensão residual decresce promovendo uma influencia benéfica à corrosão (Candelária, A.F.; Pinedo C.E).

Figura 13: Influência da temperatura de austenitização na dureza obtida após têmpera do

aço inoxidável UNS S42000 (Candelária, A.F.; Pinedo C.E).

Figura 14: Influência da temperatura de austenitização na resistência à corrosão

(Candelária, A.F.; Pinedo C.E)



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III. MATERIAIS E MÉTODOS:

III.1. Materiais A composição química do material adquirido pelo LabMat-FEI encontra-se na Tabela 3.1. As barras de 19,05 mm de diâmetro foram usinadas respeitando as especificações geométricas da norma ASTM E 606-04, gerando corpos-de-prova para os ensaios de tração e de fadiga de baixo ciclo.

Tabela 3.1: composição química (%massa) do aço em estudo. C Cr Si Ni Mn S P Fe

0,38 12,28 0,45 0,14 0,52 0,021 0,025 balanço III.2. Métodos III.2.1 Tratamento térmico Os corpos-de-prova foram austenitizados a 1000°C por 40 minutos, temperados em óleo e revenidos a 200ºC, 300ºC, 400ºC, 450ºC, 500°C, 550ºC e 600°C por 1 hora, utilizando forno poço a vácuo do LabMat-FEI. III.2.2 Caracterização microestrutural Para realizar a caracterização microestrutural foram utilizadas amostras retiradas dos corpos-de-prova tratados termicamente. As amostras foram retiradas das seções transversal e longitudinal do corpo-de-prova, sendo embutidas em resina termofixa de cura quente (baquelite) utilizando uma TEMPOPRESS 2 da Struers (Figura 3.1), para depois realizar o lixamento, que é feito com lixas de granulação de #220, #320 e #500, e em seguida o polimento, que é feito com pasta de diamante de diâmetro médio de 6µm, 3µm e 1�µm. As etapas de lixamento e polimento foram realizadas uma politriz automática STRUERS ABRAMIN (Figura 3.2), e obedecendo o procedimento mostrado na Tabela 3.2:



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Tabela 3.2: Procedimento de lixamento e polimento. Vazão do dosador Programa da Politriz Passo Suporte Tam. do

Abrasivo Lubrificante Força (N) Lubrificante Abrasivo Tempo RPM W/D

1 Rotal #220 Água 250N - - 3’00” 150 W 2 Rotal #320 Água 250N - - 3’00” 150 W 3 Rotal #500 Água 250N - - 3’00” 150 W

4 DP-MOL 6�m Álcool 250N - - 3’ 00” 150 D

5 DP-MOL 3�m Álcool 250N - - 3’ 00” 150 D

6 DP-NAP 1�m Álcool 250N - - 3’ 00” 150 D

O ataque metalográfico foi feito com o reativo Villela (1g ácido pícrico, 5mL HCl, 100mL etanol). Esse ataque realça o contorno das partículas da segunda fase e ataca a martensita. Para analisar as amostras foi utilizado um microscópio LEICA DMLM (Figura 3.3). III.2.3 Dureza A análise de dureza foi feita utilizando equipamentos na escala Rockwell C, que utiliza uma carga de 150kg e foi usada para fazer medidas em corpos-de-prova temperados e temperados e revenidos com 3 impressões em cada corpo, totalizando 54 impressões por condição de tratamento térmico. As medidas de dureza Rockwell C foram feitas num durômetro da Wilson Mechanical Instrument (Figura 3.4). III.2.4 Microdureza Vickers Para obter os valores necessários para fazer um perfil de dureza na seção longitudinal das amostras foi utilizado um microdurômetro SHIMADZU do LabMat-FEI, na escala microVickers com 100g de carga (Figura 3.5). As medidas foram feitas no sentido longitudinal em um corpo-de-prova temperado e revenido a 500ºC. As medidas foram feitas de 1 em 1 décimo de milímetro em quase 3mm do corpo-de-prova e de 5 em 5 décimos de milímetro no restante.



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III.2.5 Ensaios de Tração Para obter os dados desejados em um ensaio de tração foram feitos ensaios em 3 corpos-de-prova temperados e revenidos, previamente polidos e de cada condição de tratamento térmico. Para a realização dos ensaios foi utilizada uma máquina universal de ensaios MTS do LabMat-FEI (Figura. 3.7). Os dados foram adquiridos pelo software TESTWORKS 4. Os ensaios foram feitos obedecendo a norma ASTM E 8M-04. III.2.6 Ensaios de fadiga Para obter os dados desejados em um ensaio de fadiga sob amplitude de deformação controlada foram feitos ensaios em corpos-de-prova temperados e revenidos a 200ºC, 300ºC, 400ºC, 450ºC, 500ºC, 550ºC, e 600ºC, previamente polidos. Os ensaios foram divididos em uma faixa de amplitude de deformação de 0,5 a 1,1 %. Para a realização dos ensaios foi utilizada a mesma máquina universal de ensaios MTS do LabMat-FEI (Figura. 3.6). Os dados foram adquiridos pelo software TestStar II. Os ensaios foram feitos obedecendo a norma ASTM E 606-04. A freqüência utilizada manteve-se entre 0,25Hz e 0,5Hz para minimizar o efeito do aquecimento, mantendo deformação média nula. III.2.7 Análise Fractográfica A Análise fractográfica foi feita utilizando o Microscópio Eletrônico de Varredura (MEV) Philips XL60 do Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais da EP-USP e lupa estereoscópica do LabMat-FEI.

Figura 3.1: Embutidora TEMPOPRESS 2. LabMat-FEI



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Figura 3.2: Politriz automática Struers Abramin. LabMat-FEI.

Figura 3.3: Microscópio ótico LEICA DMLM. LabMat-FEI.



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Figura 3.4: Durômetro WILSON. LabMat-FEI

Figura 3.5: Microdurômetro SHIMADZU. LabMat-FEI.



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Figura 3.6: Máquina universal de ensaios MTS, com capacidade máxima de 250 kN, servo-controlada. LabMat-FEI



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IV. RESULTADOS EXPERIMENTAIS: IV.1 Análise metalográfica IV.1.1 Caracterização de inclusões A caracterização de inclusões foi feita em corpo-de-prova de seção longitudinal com o material na condição recebida. Pode-se notar a presença de inclusões alongadas no sentido longitudinal (Figuras 4.1 e 4.2), principalmente de sulfeto de manganês.

Figura 4.1: Corte longitudinal. Sem ataque. Inclusões de sulfeto.

Figura 4.2: Corte longitudinal. Sem ataque. Inclusão de sulfeto em detalhe.



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IV.1.2 Material temperado A microestrutura dos materiais temperados é constituída de grãos de martensita com carbonetos de cromo não dissolvidos (Figura 4.3). No corte longitudinal podem-se observar faixas escuras mostrando o bandeamento no sentido longitudinal. Nessas faixas de bandeamento pode-se observar que existem grãos menores, e também que há uma grande concentração de carbonetos. As inclusões estão dispostas normalmente próximas às faixas de bandeamento (Figura 4.3). Após esse ciclo térmico o material não apresentou trincas intergranulares devido à têmpera em exame visual.

Figura 4.3: Corte longitudinal. Austenitizado a 1000°C. Ataque de Vilela. Faixas escuras

mostrando o bandeamento no sentido longitudinal. Inclusão próxima à faixa de bandeamento.

IV.1.3 Materiais temperados e revenidos IV.1.3.1 Materiais temperados e revenidos à 200ºC, 300ºC, 400ºC A microestrutura obtida após austenitização a 1000°C, têmpera em óleo e revenimento entre 200ºC e 400ºC, por 1 hora é constituída de grãos de martensita revenida, carbonetos de cromo não dissolvidos na austenitização e carbonetos de ferro finamente precipitados no revenimento, estes não visíveis na microscopia óptica. O revenimento a essas temperaturas promove a diminuição da dureza do material devido à retirada de carbono da solução sólida. Esse carbono precipita-se preferencialmente como carboneto de ferro nessas temperaturas. As Figuras 4.4, 4.5 e 4.6 mostram a evolução da microestrutura com o aumento da temperatura de revenimento de 200ºC até 400ºC. Pode-se perceber a evolução do revenimento da martensita pela mudança de coloração do ataque metalográfico realizado.



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Figura 4.4: Corte longitudinal. Amostra temperada a partir de 1000°C e revenida a 200°C. Ataque de Vilela. Microestrutura constituída de grãos de martensita revenida, carbonetos de cromo não dissolvidos na austenitização e carbonetos de ferro finamente precipitados

no revenimento (não visíveis). Notam-se também inclusões de sulfeto de manganês.





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IV.1.3.2 Material temperado e revenido à 450ºC, 500ºC, 550ºC, 600ºC A microestrutura obtida após austenitização a 1000°C, têmpera em óleo e revenimento entre 450ºC e 600ºC por 1 hora é constituída de grãos de martensita revenida, carbonetos de cromo não dissolvidos na austenitização e carbonetos de cromo finamente precipitados no revenimento, estes não visíveis na microscopia óptica. No revenimento a partir de 450ºC ocorre o fenômeno de dureza secundária no material, isso é, a dureza do material volta a subir devido à precipitação finamente dispersa de carbonetos de cromo. Porém essa precipitação de carbonetos aumenta a dureza até um pico e depois volta a cair, devido ao coalescimento destes carbonetos, o que aumenta a distância entre eles, e como conseqüência diminui a dureza do material. No caso desse estudo o pico de endurecimento secundário ocorreu a 450ºC, como pode ser visto na Figura 4.11, que a seguir será mostrada. As Figuras 4.7, 4.8, 4.9 e 4.10 mostram a evolução da microestrutura com o aumento da temperatura de revenimento de 450ºC para 600ºC. Pode-se perceber a continuação do revenimento da martensita. Na Figura 4.10, material revenido a 600ºC, o ataque começa a revelar contornos de grãos, o que indica menor resistência à corrosão destes, devido à maior facilidade de coalescimento e crescimento de carbonetos de Cr nestas regiões, devido à maior facilidade de difusão nos contornos de grão.



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Figura 4.7: Corte longitudinal. Amostra temperada a partir de 1000°C e revenida a 450°C. Ataque de Vilela. Microestrutura constituída de grãos de martensita revenida, carbonetos de cromo não dissolvidos na austenitização e carbonetos de cromo finamente precipitados


Figura 4.8: Corte longitudinal. Amostra temperada a partir de 1000°C e revenida a 500°C. Ataque de Vilela. Microestrutura constituída de grãos de martensita revenida, carbonetos de cromo não dissolvidos na austenitização e carbonetos de cromo finamente precipitados




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Figura 4.9: Corte transversal da amostra temperada a partir de 1000°C e revenida a 550°C. Ataque de Vilela. Microestrutura constituída de grãos de martensita revenida,

carbonetos de cromo não dissolvidos na austenitização e carbonetos de cromo finamente precipitados no revenimento (não visíveis). Notam-se também inclusões de sulfeto de

manganês.

Figura 4.10: Corte longitudinal da amostra temperada a partir de 1000°C e revenida a 600°C. Ataque de Vilela. Microestrutura constituída de grãos de martensita revenida,

carbonetos de cromo não dissolvidos na austenitização e carbonetos de cromo finamente precipitados no revenimento (não visíveis). Notam-se também inclusões de sulfeto de

manganês.



38

IV.4 Dureza Os valores de dureza estão mostrados na Figura 4.11. Pode-se perceber que ocorreu o pico de endurecimento secundário à 450ºC. O maior desvio padrão observado nestas medidas foi de ± 1 HRC.

40

45

50

55

60

150 250 350 450 550 650

Temperatura de Revenimento (ºC)(Tempo de revenimento: 1 hora)

Dur

eza

(HR

C)

Figura 4.11: Gráfico da dureza em função da temperatura de revenimento.

IV.5 Perfil de microdureza Vickers 100g. O perfil de microdureza está mostrado na figura 4.12. As medidas cobrem todo o diâmetro (19,05mm) do corpo-de-prova. Percebe-se que a dureza varia de 540 a 640HV devido às faixas de bandeamento presentes.

500

550

600

650

700

0 2 4 6 8 10 12 14 16 18

Comprimento (mm)

Dur

eza

(HV

0,1

)

Figura 4.12: Perfil de microdureza Vickers (100g).



39

IV.6 Ensaios de Tração Os dados obtidos nos ensaios de tração estão mostrados nas tabelas 4.1 e 4.2. Os valores de E, σLE, σLR, H, n, σ~ f, ε~ f, AT

25mm , RA, Ru , são médias dos 3 ensaios realizados. O software TESTWORKS 4, fornece os valores de E, σLE, σLR, AT

25mm , RA para cada ensaio, já os valores de ε~ f e Ru foram calculados utilizando as equações II.9 e II.13, respectivamente. Para o cálculo dos valores de H e n foi utilizado o programa Microsoft Excel. Com este programa é possível calcular a equação da curva do gráfico de tensão-deformação plástica reais, e os valores de H e n vêem desta equação. Para calcular σ~ f foi utilizada a equação II.12, que é a equação com a correção de Bridgman. No cálculo do fator de Bridgman, equação II.11, foram utilizadas as fraturas dúcteis, pelo fato de que apenas nestas foi possível obter os valores de Dmin e R. A figura 4.13 mostra os dois tipos de fraturas que ocorreram. Nota-se que no corpo-de-prova que apresenta fratura frágil, não é possível determinar o raio da estricção. Cada ensaio que apresentou uma fratura dúctil teve o seu fator de Bridgman e a sua deformação real na fratura (σ~ f ) calculados, para que depois fosse possível calcular uma média dos valores de σ~ f. Os gráficos de tensão-deformação convencionais (Figura 4.14), tensão-deformação reais (Figura 4.15) e tensão-deformação plástica reais (Figura 4.16), são mostrados com os dados obtidos no ensaio feito no corpo de prova temperado e revenido a 450ºC. Já a figura 4.17 mostra a influência da temperatura de revenimento nos limites de escoamento, de resistência e no limite de fratura real. A figura 4.18 mostra a influência da temperatura de revenimento no alongamento total, na redução de área e na deformação de fratura real, e a figura 4.19 mostra a influência da temperatura de revenimento na resiliência.

Figura 4.13: (a) Detalhe dos tipos de fraturas ocorridas nos ensaios de tração indicando a

ocorrência de estricção no corpo-de-prova inferior. Material temperado e revenido a 200ºC (b), e material temperado e revenido a 600ºC (c). As figuras (b e c) foram feitas em

MEV, elétrons secundários.

a

b c



40

Tabela 4.1: Dados obtidos dos ensaios de tração. Temperatura

de Revenimento

200ºC

300ºC

400ºC

450ºC

500ºC

550ºC

600ºC

E (GPa) 205 ± 1 212 ± 2 214 ± 2 206 ± 13 209 ± 3 208 ± 3 213 ± 3 σσσσLE (MPa) 1576 ± 10 1509 ± 130 1394 ± 10 1435 ± 9 1380 ± 49 1286 ± 30 933 ± 7

σσσσLR (MPa) 2107 ± 120 1860 ± 19 1760 ± 12 1781 ± 16 1757 ± 17 1672 ± 30 1125 ± 10

σ~ f (MPa) 2160 ± 135 1977 ± 65 2015 ± 92 2000 ± 49 2048 ± 79 1767 ± 60 1398 ± 37 AT

25mm (%) 2,20 ± 0,87 16,93 ± 2,46 16,66 ± 1,60 16,56 ± 2,05 13,33 ± 2,70 6,98 ± 1,80 22,96 ± 0,05 RA (%) 3,00 ± 0,72 32,60 ± 1,75 29,60 ± 7,36 32,66 ± 7,20 21,40 ± 4,60 13,93 ± 3,92 47,10 ± 0,36

ε~ f (mm/mm) 0,0304 ± 0,0074

0,3947 ± 0,0260

0,3545 ± 0,1019

0,3994 ± 0,1078

0,2419 ± 0,0585

0,1507 ± 0,0460

0,6367 ± 0,0068

Ru (MJ/m3) 6,051 ± 0,070 5,384 ± 0,981 4,533 ± 0,092 4,994 ± 0,287 4,550 ± 0,262 3,963 ± 0,145 2,021 ± 0,031

0

500

1000

1500

2000

0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15

Deformação (%)

Tens

ão (M

Pa)

Figura 4.14: Gráfico tensão-deformação convencionais, para o material temperado e revenido à 450ºC por 1 hora.



41

0

500

1000

1500

2000

2500

3000

0 0,05 0,1 0,15 0,2 0,25 0,3 0,35 0,4 0,45 0,5 0,55

Deformação Real (mm/mm)

Tens

ão R

eal (

MP

a)

Figura 4.15: Gráfico tensão-deformação reais, para o material temperado e revenido à 450ºC por 1 hora.

y = 2131,2x0,0619

R2 = 0,9903

1000

1100

1200

1300

1400

1500

1600

0 0,0005 0,001 0,0015 0,002 0,0025

Deformação Plástica Real (mm/mm)

Tens

ão R

eal (

MP

a)

Figura 4.16: Gráfico tensão-deformação plástica reais, para uma amostra do aço UNS S42000 temperado e revenido à 450ºC por 1 hora.



42

500

1000

1500

2000

2500

150 250 350 450 550 650Temperatura de Revenimento (ºC)

(Tempo de Revanimento: 1 hora)

Res

istê

ncia

Mec

ânic

a (M

Pa)

Limite de escoamentolimite de resistêncialimite de fratura real

Figura 4.17: Influência da temperatura de revenimento nos limites de escoamento, de resistência e limite à fratura real, do aço UNS S42000.

0

10

20

30

40

50

60

70

150 250 350 450 550 650Temperatura de Revenimento (ºC)

(Tempo de Revenimento: 1 hora)

(%)

Alongamento total (%)

Redução de área (%)

Deformação real até a ruptura (%)

Figura 4.18: Influência da temperatura de revenimento no alongamento total, na redução de área e na deformação de fratura real, do aço UNS S42000.



43

0

1

2

3

4

5

6

7

150 250 350 450 550 650

Temperatura de Revenimento (ºC)(Tempo de Revenimento: 1 hora)

Res

iliên

cia

(MJ/

m³)

Figura 4.19: Influência da temperatura de revenimento na resiliência do aço UNS S42000.

Tabela 4.2: Coeficiente e expoente da equação de Ramsberg-Osgood do aço UNS S42000, em função da temperatura de revenimento por 1 hora. Temperatura

de Revenimento

200ºC

300ºC

400ºC

450ºC

500ºC

550ºC

600ºC

H (MPa) 4299 ± 370 2252 ± 75 2072 ± 27 2142 ± 148 2546 ± 60 3037 ± 147 1452 ± 59 n 0,1603 ±

0,133 0,0699 ± 0,0034

0,0621 ± 0,0019

0,0643 ± 0,140

0,0947 ± 0,0087

0,1364 ± 0,0077

0,0696 ± 0,0079

As Figuras 4.20 e 4.21 mostram os gráficos da influência da temperatura de revenimento no coeficiente e no expoente de encruamento respectivamente.



44

0

1000

2000

3000

4000

5000

0 200 400 600 800

Temperatura de Revenimento (ºC)

Coe

ficie

nte

de R

esist

ênci

a, H

(M

Pa)

Figura 4.20: Influência da temperatura de revenimento no coeficiente de resistência do

aço UNS S420000.

0

0,05

0,1

0,15

0,2

0 100 200 300 400 500 600 700


Exp

oent

e de

enc

ruam

ento

, n .

Figura 4.21: Influência da temperatura de revenimento no expoente de encruamento do aço

UNS S420000.



45

IV.7 Ensaios de Fadiga Os valores obtidos nos ensaios de fadiga para os materiais temperados e revenidos a 200ºC, 300ºC, 400ºC, 450ºC, 500ºC, 5500ºC e 600ºC estão mostrados na Tabela 4.3. Os ensaios de fadiga de baixo ciclo foram realizados variando a amplitude de deformação de 0,5 a 1,1%, para compará-las quanto ao seu número total de ciclos até a falha. Com os dados fornecidos pelo software TestStar II da MTS e pela equação II.17 pode-se

calcular e tabelar os valores deTaε ,

paε ,

eaε para então construir gráficos de Amplitude de

Deformação (total, elástica e plástica) por Número de Ciclos, mostrados nas Figuras 4.22 até 4.28, para o material em todas as condições de tratamento térmico. Com auxílio do programa Microsoft Excel obtiveram-se as equações das curvas dos gráficos, com isso pode-se calcular os valores de b e c respectivamente. Com esses valores e com a equação II.21 pode-se então calcular o valor de fε ′ e de fσ ′ .

Com o auxílio das equações II.7, II.8 e II.15 pode-se calcular e tabelar os valores de aσ~ e P

aε~ para então construir gráficos de Amplitude de Tensão Real por Amplitude de Deformação Plástica Real, que estão mostrados nas Figuras 4.29 até 35, para o material em todas as condições de tratamento térmico. Com a equação da curva desses gráficos obtiveram-se os valores de H’ e n’. Com o auxilio da equação II.22 pode-se calcular o valor da vida de transição de fadiga de baixo e alto ciclo, Nt, também apresentado na Tabela 4.3.

200ºC

y = 0,0231x-0,8803

R2 = 0,8081

y = 0,0172x-0,1344

R2 = 0,9322

0,000001

0,00001

0,0001

0,001

0,01

0,1

10 100 1000 10000 100000

Número de Ciclos, Nf

Am

plitu

de d

e de

form

ação

(mm

/mm

)..

Total

Plástica

Elástica

Figura 4.22: Gráfico da Amplitude de deformação por Número de Ciclos mostrando curvas de Amplitude de Deformação Total, Plástica e Elástica, para o material temperado e revenido à 200ºC.



46

300ºC

y = 0,0123x-0,0825

R2 = 0,9508

y = 0,5296x-0,8676

R2 = 0,95540,0001

0,001

0,01

0,1

100 1000 10000


Am

plitu

de d

e D

efor

maç

ão (m

m/m

m)..

Total

Elástica

Plástica

Figura 4.23: Gráfico da Amplitude de deformação por Número de Ciclos, mostrando curvas de Amplitude de Deformação Total, Plástica e Elástica, para o material temperado e revenido à 300ºC.

400ºC

y = 0,4599x-0,8189

R2 = 0,9565

y = 0,0126x-0,0905

R2 = 0,9887

0,0001

0,001

0,01

0,1

100 1000 10000


Am

plitu

de d

e de

form

ação

(mm

/mm

)..

Total

Plástica

Elástica




47

450ºC

y = 0,2468x-0,7364

R2 = 0,9879

y = 0,0129x-0,0907

R2 = 0,9912

0,0001

0,001

0,01

0,1

100 1000 10000


Am

plitu

de d

e de

form

ação

(mm

/mm

)..

Total

Plástica

Elástica


500ºC

y = 0,3045x-0,8546

R2 = 0,7534

y = 0,0131x-0,0941

R2 = 0,7925

0,0001

0,001

0,01

0,1

100 1000 10000


Am

plitu

de d

e de

form

ação

(mm

/mm

)..

Total

Plástica

Elástica




48

550ºC

y = 0,1639x-0,7141

R2 = 0,9122

y = 0,0111x-0,0744

R2 = 0,9232

0,0001

0,001

0,01

0,1

100 1000 10000


Am

plitu

de d

e de

form

ação

(mm

/mm

)..

Total

Plástica

Elástica


600ºC

y = 0,0139x-0,198

R2 = 0,8652

y = 0,14x-0,4862

R2 = 0,9227

0,001

0,01

0,1

100 1000 10000


Am

plitu

de d

e de

form

ação

(mm

/mm

)..

Total

Elástica

Plástica




49

200ºC

y = 4312,9x0,1012

R2 = 0,9782

1000

1200

1400

1600

1800

2000

2200

0 0,0002 0,0004 0,0006 0,0008 0,001 0,0012

Amplitude da Deformação Plástica Real (mm/mm)

Am

plitu

de d

a T

ensã

o R

eal (

MPa

)

Figura 4.29: Gráfico Amplitude de Tensão Real por Amplitude de Deformação Real, para o material temperado e revenido a 200ºC.

300ºC

y = 2362x0,0673

R2 = 0,9638

1000

1100

1200

1300

1400

1500

1600

1700

0 0,0005 0,001 0,0015 0,002 0,0025 0,003 0,0035


Am

plitu

de d

a T

ensã

o R

eal (

MPa

)




50

400ºC

y = 2375,4x0,0868

R2 = 0,9416

1000

1100

1200

1300

1400

1500

1600

1700

0 0,001 0,002 0,003 0,004 0,005


Am

plitu

de d

a T

ensã

o R

eal (

MPa

)


450ºC

y = 2377,5x0,0795

R2 = 0,9851

1000

1100

1200

1300

1400

1500

1600

1700

0 0,001 0,002 0,003 0,004


Am

plitu

de d

a T

ensã

o R

eal (

MPa

)




51

500ºC

y = 2094x0,0537

R2 = 0,7278

1000

1100

1200

1300

1400

1500

1600

1700

0 0,0005 0,001 0,0015 0,002 0,0025 0,003 0,0035


Am

plitu

de d

a T

ensã

o R

eal (

MPa

)


550ºC

y = 2157x0,0676

R2 = 0,8958

1000

1100

1200

1300

1400

1500

1600

1700

0 0,0005 0,001 0,0015 0,002 0,0025 0,003 0,0035 0,004 0,0045


Am

plitu

de d

a T

ensã

o R

eal (

MPa

)




52

600ºC

y = 4930,5x0,3542

R2 = 0,6974

500

600

700

800

900

1000

0 0,001 0,002 0,003 0,004 0,005 0,006 0,007 0,008


Am

plitu

de d

a T

ensã

o R

eal (

MPa

)


Tabela 4.3: Dados obtidos nos ensaios de fadiga:

Temperatura de

Revenimento

200ºC

300ºC

400ºC

450ºC

500ºC

550ºC

600ºC

fσ ′(MPa) 3870 2761 2871 2830 2922 2431 3372

fε ′(mm/mm) 0,0425 0,9663 0,8113 0,41118 0,5506 0,2689 0,2017

b -0,1344 -0,0825 -0,0905 -0,0907 -0,0941 -0,0744 -0,195 c -0,8803 -0,8676 -0,8189 -0,7364 -0,8546 -0,7141 -0,4912

H’ (MPa) 4313 2362 2375 2377 2094 2157 4930 n’ 0,1012 0,0673 0,0868 0,0795 0,0537 0,0676 0,3542

Nt (ciclos) 3 231 263 192 122 132 4734 As Figuras 4.36 até 4.42 mostram os gráficos da influência da temperatura de revenimento nas propriedades apresentadas na Tabela 4.3.



53

0

1000

2000

3000

4000

5000

0 100 200 300 400 500 600 700

Temperatura de Rvenimento (ºC)

Coe

ficie

nte

da r

esist

ênci

a à

fadi

ga,

σσ σσ'f

(MPa

)

Figura 4.36: Influência da temperatura de revenimento no coeficiente da resistência a

fadiga do aço UNS S420000.

0

0,2

0,4

0,6

0,8

1

1,2

0 100 200 300 400 500 600 700


Coe

ficie

nte

da d

uctil

idad

e à

fadi

ga, εε εε

'f (m

m/m

m)

Figura 4.37: Influência da temperatura de revenimento no coeficiente da ductiidade do aço

UNS S420000.



54

-0,25

-0,2

-0,15

-0,1

-0,05

0

0 100 200 300 400 500 600 700


Exp

oent

e da

res

istên

cia

à fa

diga

, b

Figura 4.38: Influência da temperatura de revenimento no expoente da resistência a fadiga

do aço UNS S420000.

-1

-0,9

-0,8

-0,7

-0,6

-0,5

-0,4

0 100 200 300 400 500 600 700


Exp

oent

e da

duc

tilid

ade

à fa

diga

, c

Figura 4.39: Influência da temperatura de revenimento no expoente da ductilidade do aço

UNS S420000.



55

0

1000

2000

3000

4000

5000

6000

0 100 200 300 400 500 600 700


Coe

ficie

nte

de r

esist

ênci

a cí

clic

o, H

´ (M

Pa)

Figura 4.40: Influência da temperatura de revenimento no coeficiente de resistência cíclico


0

0,1

0,2

0,3

0,4

0 100 200 300 400 500 600 700


Exp

oent

e de

enc

ruam

ento

cíc

lico,

n´

Figura 4.41: Influência da temperatura de revenimento no expoente de encruamento cíclico




56

0

1000

2000

3000

4000

5000

0 100 200 300 400 500 600 700


Vid

a de

Tra

nsiç

ão, N

t

.

Figura 4.42: Influência da temperatura de revenimento na vida de transição de fadiga de

baixo ciclo para fadiga de alto ciclo (Nt) do aço UNS S420000. IV.8 Análise Fractográfica IV.8.1 Fraturas dos ensaios de tração A figura 4.43 mostra a vista geral das fraturas ocorridas nos ensaios de tração em todas as condições de tratamento térmico. Pode-se perceber que as fraturas ocorridas nos materiais revenidos a 200 e 500ºC tem aspecto de fratura frágil, e as fraturas ocorridas nos materiais nas outras condições de tratamento térmico tem aspecto dúctil. Pode-se notar também que a nucleação das trincas dos materiais revenidos a 200ºC, 400ºC, 450ºC e 550ºC ocorreu na superfície, como mostram as setas da Figura 4.43.



57

200ºC 300ºC

400ºC 450ºC 500ºC

550ºC 600ºC Figura 4.43: Vista geral dos tipos de fraturas ocorridas nos ensaios de tração dos materiais em todas as condições de tratamento térmico. MEV. As setas vermelhas indicam a origem das fraturas. IV.8.1.1 Material temperado e revenido a 200ºC As Figuras 4.44 e 4.45 mostram em detalhe o início da fratura. Pela Figura 4.44 pode-se perceber que a trinca começou na superfície, e pela Figura 4.45 pode-se notar que a fratura, apesar de parecer não é uma fratura frágil e sim uma fratura dúctil, devido à presença de alvéolos. As Figuras 4.46 e 4.47 mostram os detalhes das regiões do centro e do final da fratura respectivamente. Na Figura 4.45, no entanto, notam-se pequenas trincas intergranulares, provavelmente oriundas da têmpera, destacadas pelas setas vermelhas.



58

Figura 4. 44: Detalhe do início da fratura. Material temperado e revenido a 200ºC.

Figura 4.45: Detalhe da região de início da fratura. Fratura tipo dúctil. Setas indicando

trincas intergranulares. Material temperado e revenido a 200ºC.



59

Figura 4.46: Detalhe da região do centro da fratura. Material temperado e revenido a

200ºC.

Figura 4.47: Detalhe da região do final da fratura. Material temperado e revenido a 200ºC.



60

IV.8.1.2 Material temperado e revenido a 300ºC A Figura 4.48 mostra o detalhe do início da fratura, que nesse caso ocorreu no núcleo do material, e a Figura 4.49 mostra o detalhe do final da fratura, superfície do material. Pode-se perceber que a fratura é dúctil.

Figura 4.48: Detalhe da região do início da fratura. Material temperado e revenido a

300ºC.



61


IV.8.1.3 Material temperado e revenido a 400ºC As Figuras 4.50 e 4.51 mostram os detalhes das regiões de início e propagação da trinca respectivamente. Pode-se perceber que a fratura é do tipo dúctil. Já a Figura 4.52 mostra o detalhe dos alvéolos. Pode-se perceber carbonetos de cromo não dissolvidos na austenitização no interior dos alvéolos. Mais uma vez, algumas trincas de têmpera (intergranulares) podem ser notadas, como destacam as setas vermelhas na Figura 4.50.



62

Figura 4.50: Detalhe da região de início da fratura. Material temperado e revenido a

400ºC.

Figura 4.51: Detalhe da região de propagação da fratura. Material temperado e revenido a

400ºC.



63

Figura 4.52: Detalhe dos alvéolos em volta de carbonetos de cromo não dissolvidos na

austenitização. Material temperado e revenido a 400ºC.

IV.8.1.4 Material temperado e revenido a 450ºC A Figura 4.53 mostra o detalhe da região de início da fratura, que nesse caso ocorreu na superfície. Pode-se notar o aspecto dúctil da fratura.



64

Figura 4.53: Detalhe da região do início da fratura. Material temperado e revenido a

450ºC. IV.8.1.5 Material temperado e revenido a 500ºC A Figura 4.54 mostra em detalhe a região de nucleação da fratura, e pode-se perceber que a trinca se nucleou na superfície do material. Pela Figura 4.54 pode-se notar que, apesar de parecer uma fratura frágil, é uma fratura de características dúcteis. A Figura 4.55 mostra em detalhe a região do final da fratura. Já a Figura 4.56 mostra que existem micro-alvéolos entre os alvéolos maiores.



65

Figura 4.54: Detalhe da região de início da fratura. Pode-se notar que esta tem

características de fratura dúctil. Material temperado e revenido a 500ºC.




66

Figura 4.56: Detalhe dos micro-alvéolos entre os alvéolos maiores. Material temperado e

revenido a 500ºC.

IV.8.1.6 Material temperado e revenido a 550ºC As Figuras 4.57 e 4.58 mostram em detalhe a região de início da fratura. Pode-se notar que esta se nucleou na superfície, e que tem aspecto dúctil. Pela Figura 4.58 pode-se notar a presença de trincas intergranulares destacadas por setas vermelhas. Nesta amostra pode-se perceber a presença de algumas regiões com clivagem, como mostra a Figura 4.59.



67

Figura 4.57: Detalhe de região de início da fratura. Pode-se notar que esta se nucleou na

superfície. Material Temperado e revenido a 550ºC.

Figura 4.58: Detalhe de região de início da fratura. Pode-se notar a presença de trincas

intergranulares, indicadas por setas vermelhas. Material Temperado e revenido a 550ºC.



68

Figura 4.59: Detalhe de região com presença de clivagem. Material Temperado e revenido

a 550ºC.

IV.8.1.7 Material temperado e revenido a 600ºC A Figura 4.60 mostra que a fratura tem aspecto extremamente dúctil. Pela Figura 4.61 pode-se perceber que ocorreu clivagem na região de bandeamento no sentido paralelo à solicitação de tração. A Figura 4.62 vem para ilustrar esse acontecimento.



69

Figura 4.60: Fratura de aspecto dúctil. Material temperado e revenido a 600ºC.

Figura 4.61: Vista lateral da fratura. Material temperado e revenido a 600ºC.



70

Figura 4.62: Detalhe da presença de clivagem na região de bandeamento. Material temperado e revenido a 600ºC. IV.8.2 Fraturas dos ensaios de fadiga A figura 4.63 mostra a evolução do aspecto da fratura em função do aumento da amplitude de deformação. Pode-se notar a diminuição da área de propagação de trinca estável, indicadas com setas vermelhas, com o aumento da amplitude de deformação. Em MEV, não foi possível observar estrias típicas devido ao ciclo de tração e compressão, pois estes amassam as superfícies de fadiga.



71

(a) (b) (c) Figura 4.63: Evolução do aspecto de fratura com o aumento da amplitude de deformação,

onde: (a)0,7%; (b)0,9%; (c)1,1%. Região mais clara é a área de propagação de trinca estável, e está indicada por setas vermelhas. Fraturas obtidas dos ensaios de corpos de

prova temperados e revenidos a 450ºC. IV.8.2.1 Material temperado e revenido a 200ºC A fratura utilizada para ilustrar essa condição de tratamento térmico foi obtida em um ensaio com 0,8% de amplitude de deformação.A Figura 4.64 mostra uma vista geral da superfície de fratura. Pode-se notar que a nucleação da trinca de fadiga ocorreu na superfície, como indica a seta. A Figura 4.65 mostra em detalhe a região de propagação estável da trinca de fadiga. Pode-se notar o aspecto dúctil da fratura. Já a figura 4.66 mostra o detalhe da região final da fratura, que apresenta também um aspecto dúctil, indicando que o estágio final da fratura ocorreu por colapso plástico.

Figura 4. 64: Vista geral da superfície de fratura. Seta indicando o início da trinca de

fadiga. Material temperado e revenido a 200ºC.



72

Figura 4.65: Detalhe da região de propagação estável da trinca de fadiga. Fratura do tipo

dúctil. Material temperado e revenido a 200ºC.

Figura 4.66: Detalhe da região final da fratura. Fratura do tipo dúctil. Material temperado

e revenido a 200ºC.



73

IV.8.2.2 Material temperado e revenido a 300ºC A fratura utilizada para ilustrar essa condição de tratamento térmico foi obtida em um ensaio com 0,5% de amplitude de deformação, que foi a menor amplitude de deformação utilizada nesse projeto de pesquisa. A Figura 4.67 mostra uma vista geral da superfície de fratura. Pode-se notar que a nucleação da trinca de fadiga ocorreu na superfície, como indica a seta, e que próxima a ela existe uma grande área de propagação estável de fadiga. A Figura 4.68 mostra em detalhe a região de nucleação da trinca. Pode-se notar que existem múltiplos pontos de nucleação de trincas.

Figura 4.67: Vista geral da superfície de fratura. Seta indicando a região de nucleação da

trinca de fadiga. Pode-se notar uma grande área de propagação estável da trinca de fadiga. Material temperado e revenido a 300ºC.



74

Figura 4.68: Detalhe da região de nucleação da trinca de fadiga. Pode-se notar que existem múltiplos pontos de nucleação de trincas. Material temperado e revenido a 400ºC.

IV.8.2.3 Material temperado e revenido a 400ºC A fratura utilizada para ilustrar essa condição de tratamento térmico foi obtida em um ensaio com 0,7% de amplitude de deformação. A Figura 4.69 mostra uma vista geral da superfície de fratura. Pode-se notar que a nucleação da trinca de fadiga ocorreu na superfície, como indicam as setas, e que existem três frentes de propagação estável de trincas de fadiga.



75

Figura 4.69: Vista geral da superfície de fratura. Setas indicando as regiões de nucleação

das trincas de fadiga. Material temperado e revenido a 400ºC.

IV.8.2.4 Material temperado e revenido a 450ºC A fratura utilizada para ilustrar essa condição de tratamento térmico foi obtida em um ensaio com 0,6% de amplitude de deformação. A Figura 4.70 mostra uma vista geral da superfície de fratura. Pode-se notar que a nucleação da trinca de fadiga ocorreu na superfície, como indica a seta.



76


trinca de fadiga. Material temperado e revenido a 450ºC.




77






78



IV.8.2.7 Material temperado e revenido a 600ºC A fratura utilizada para ilustrar essa condição de tratamento térmico foi obtida em um ensaio com 1,1% de amplitude de deformação. A Figura 4.73 mostra uma vista geral da superfície de fratura. Pode-se notar que a nucleação da trinca de fadiga ocorreu na superfície, como indica a seta. A região de propagação de trinca estável está destacada por um círculo. O restante da fratura ocorreu por colapso plástico. A Figura 4.74 mostra em detalhe a região de colapso plástico. Pode-se notar a presença de trincas na direção paralela ao esforço de tração e compressão.



79

Figura 4.73: Vista geral da superfície de fratura. Seta indicando o início da fratura.

Circulo destacando a região de propagação estável da trinca de fadiga. Material temperado e revenido a 600ºC

Figura 4.74: Detalhe da região de colapso plástico. Pode-se a presença de trincas na direção paralela ao esforço de tração e compressão. Material temperado e revenido a 600ºC.



80

V. DISCUSSÃO DOS RESULTADOS: A análise microestrutural do material como recebido (Figuras 4.1 e 4.2) mostrou que existem inclusões de sulfeto em número significativo, o que poderia influenciar negativamente os resultados dos ensaios de fadiga que foram realizados. Pela análise microestrutural pode-se concluir que a austenitização feita a 1000°C é apropriada para ser realizada nos corpos-de-prova que foram usados para os ensaios mecânicos por não apresentar trincas de têmpera no exame visual. No entanto as fractografias, como a da Figura 4.51, sugerem a presença de trincas intergranulares provavelmente devido à têmpera. Porém como as fraturas de fadiga começaram sempre na superfície dos corpos-de-prova (Figura 4.63), as trincas intergranulares aparentemente não tiveram influência nos mecanismos de fratura. Outro fator que pode influenciar os resultados dos ensaios é o fato do material apresentar um bandeamento no sentido longitudinal devido ao seu processo de fabricação (Figura 4.3). Esse bandeamento faz com que os carbonetos não dissolvidos na austenitização se concentrem em aglomerados dispostos nessas faixas, o que indica que estes são barreiras para o crescimento dos grãos durante a austenitização, o que resulta em faixas com muitos carbonetos e grãos pequenos (Figura 4.3), provocando propriedades anisotrópicas ao longo da seção transversal do material. Com o perfil de microdureza pode-se avaliar a variação de dureza ao longo da seção longitudinal do material, Figura 4.12. A dureza variou ao longo da seção longitudinal entre 540 e 640 HV mostrando o bandeamento do material, porém este bandeamento mostrou-se significativo apenas para o material na condição de temperado e revenido a 600ºC, devido a essa condição de tratamento apresentar um tipo peculiar de fratura paralela às faixas de bandeamento (Figuras 4.61, 4.62, 4.73, 4.74). Trabalho recente (Silva, M.C.) relaciona fratura paralela ao sentido do esforço de tração à ocorrência de bandeamento em aços, o que causaria fratura por clivagem. As Figuras 4.61 e 4.62 mostram a ocorrência de clivagem, deixando clara assim a semelhança dos mecanismos de fratura obtidos nos dois trabalhos. Pelos altos valores de R²(~0,99) obtidos nos gráficos de Tensão Real por Deformação Plástica Real (Figura 4.16) percebe-se que o material obedece à relação de Ramsberg-Osgood. O material apresentou o fenômeno de endurecimento secundário, como esperado, entre 450ºC e 500ºC. Esse endurecimento ocorre devido a precipitação finamente dispersa de carbonetos de cromo pela matriz metálica. Esses carbonetos são formados às custas do empobrecimento em carbono e de elementos de liga, durante o revenimento, da solução sólida supersaturada formada na têmpera. Esse empobrecimento promove uma queda de dureza e de resistência mecânica da martensita, e conseqüentemente do material como um todo. Porém, com o aumento da temperatura de revenimento, chega um estágio em que os carbonetos de cromo formados promovem um endurecimento devido a sua fina dispersão pela matriz metálica. Esse aumento nas propriedades mecânicas ocorre até um pico e depois volta a cair, devido ao coalescimento dos carbonetos, que diminui o seu número e conseqüentemente o seu poder de aumento de resistência mecânicas. Com posse dos dados dos ensaios de fadiga, pode-se construir um gráfico de tensão real por deformação real dos ensaios monotônico e cíclico, para o material em todas as condições de



81

tratamento térmico. Esses gráficos são mostrados nas Figuras 5.1 até 5.7. Nota-se que as escalas dos gráficos foram ajustadas para evendeciar o fenomeno de endurecimento/amolecimento cíclico para cada condição de tratamento térmico. Através destes pode-se concluir que o material sofreu endurecimento cíclico nas condições de temperado e revenido a 200, 300°C, que são as condições de maior resistência mecânica da matriz metálica, devido ao revenimento desta não estar em condições avançadas. Já para as condições de temperado e revenido a 400, 450 e 600ºC o material apresentou comportamento misto, primeiro sofrendo um amolecimento e depois um endurecimento cíclico. Isso pode ter ocorrido pois nas condições de maior resistência mecânica da matriz metálica as discordâncias tem pouca mobilidade e assim não conseguem se anular, promovendo assim um endurecimento do material. Já nas condições de menor resistência mecânica da matriz, devido a evolução do revenimento da martensita, as discordâncias têm mais mobilidade e assim conseguem se anular, promovendo até mesmo um amolecimento cíclico num primeiro estágio. Porém chega um instante em que fica mais difícil de mover essas discordâncias, promovendo assim em endurecimento cíclico no material. Nota-se que o amolecimento do material temperado e revenido a 450ºC é muito restrito, devido a este ter ficado com maior resistência mecânica por causa do efeito do fenômeno de endurecimento secundário. Essa maior resistência mecânica tira um pouco da mobilidade das discordâncias, dificultando assim o efeito de anulação das discordâncias. Já para os materiais nas condições de temperado e revenido a 500 e 550ºC, que são as condições de maior efeito do endurecimento secundário, o material apresentou comportamentos mistos endurecendo em um primeiro instante e depois amolecendo ciclicamente. Isso pode ter ocorrido pois os carbonetos finamente dispersos na matriz metálica são barreiras para as discordâncias, endurecendo o material conforme estas vão se ancorando nos carbonetos. Porém a matriz metálica tem mobilidade e chega um instante que as discordâncias começam a se anular, promovendo assim o amolecimento do material. Porém os resultados dos materiais para as condições de temperados e revenidos a 500 e 600ºC não são muito confiáveis pelo fato do R2 do gráfico da Amplitude de Tensão Real por Amplitude de Deformação Real de ser aproximadamente a 0,70 (Figuras 4.34 e 4.36). Porém para as outras condições (Figuras 4.30, 4.31, 4.32, 4.33 e 4.35) os resultados se apresentaram confiáveis (R2 entre 0,9 e 0,98).



82

200ºC

0

500

1000

1500

2000

0 0,002 0,004 0,006 0,008 0,01


Ten

são

Rea

l (M

Pa)

Monotônico

Cíclico

Figura 5.1: Gráfico Tensão Real por Deformação Real Total, mostrando as curvas dos

ensaios de tração e de fadiga. Material temperado e revenido a 200ºC.

300ºC

1000

1200

1400

1600

1800

0.004 0.006 0.008 0.01 0.012 0.014


Ten

são

Rea

l(MPa

)

Cíclico

Monotônico





83

400ºC

1000

1200

1400

1600

1800

0.004 0.006 0.008 0.01 0.012 0.014


Ten

são

Rea

l (M

Pa)

CíclicoMonotônico



450ºC

1000

1200

1400

1600

1800

0.004 0.006 0.008 0.01 0.012 0.014

Deformação Real(mm/mm)

Ten

são

Rea

l (M

Pa)

CíclicoMonotônico





84

500ºC

1000

1200

1400

1600

1800

0.004 0.006 0.008 0.01 0.012 0.014

Deformação Real Total (mm/mm)

Ten

são

Rea

l (M

Pa)

Cíclico

Monotônico



550ºC

1000

1200

1400

1600

1800

0.004 0.006 0.008 0.01 0.012 0.014 0.016 0.018

Deformação Real(mm/mm)

Ten

são

Rea

l (M

Pa)

Cíclico

Monotônico

Figura 5.6: Gráfico Tensão Real por Deformação Real Total, mostrando as curvas dos ensaios de

tração e de fadiga. Material temperado e revenido a 550ºC.



85

600ºC

0

500

1000

1500

0 0,005 0,01 0,015 0,02 0,025


Ten

são

Rea

l (M

Pa)

CíclicoMonotônico



Com posse dos dados obtidos nos ensaios de fadiga e auxílio da equação II.21 pode-se então construir um gráfico de Amplitude de Deformação por Número de Ciclos, que está sendo mostrado na Figura 5.8. Os ensaios de fadiga foram realizados até a fratura dos corpos-de-prova com a amplitude de deformações controlada, o que informa qual condição do material resiste mais à fadiga quando uma certa deformação é aplicada. Porém para os projetos mecânicos essa análise não tem muito interesse, pois nos projetos se especifica uma tensão em que o material será solicitado, e não uma deformação. Portanto apesar dos ensaios de fadiga serem realizados em função da deformação que o material sofre, o que interessa para projetos mecânicos é saber a vida à fadiga do material em função da tensão aplicada, e por isso cria-se, com o auxílio da equação II.18 o gráfico de Amplitude de Tensão por Números de Ciclos, que está mostrado na figura 5.9. Pela análise desse gráfico pode-se observar que para vidas à fadiga maiores do que 105 ciclos o material na condição de temperado e revenido a 550ºC destaca-se sobre as outras condições. Porém nas condições de temperado e revenido a 400, 450 e 500ºC o material se comporta de maneiras similares quanto a sua vida em fadiga. As condições de temperado e revenido a 200, 300 e 600ºC mostraram-se inferiores às outras condições quando avaliada a vida em fadiga.



86

0

0,005

0,01

0,015

0,02

100 1000 10000 100000


Am

plitu

de d

e D

efor

maç

ão (m

m/m

m)

.

600ºC

550ºC

500ºC

450ºC

400ºC

300ºC

200ºC

Figura 5.8: Gráfico de Amplitude de Deformação por Número de Ciclos em função das

temperaturas de revenimento por 1 hora.

0

500

1000

1500

2000

2500

100 1000 10000 100000 1000000


Am

plitu

de d

e Te

nsão

(MP

a)

600ºC

550ºC

500ºC

450ºC

400ºC

300ºC

200ºC

Figura 5.9: Gráfico de Amplitude de Tensão por Números de Ciclos em função das

temperaturas de revenimento por 1 hora.



87

Com posse dos dados dos ensaios monotônicos e dos ensaios cíclicos pode-se criar um gráfico de H, H´, n e ném função da temperatura de revenimento, Figura 5.10. Nota-se que existe uma semelhança entre as curvas de H e n, e de Hé n´, o que mostra que H e n respondem de forma semelhante à tratamentos térmicos de tempera e revenimento, porém se comportam de maneiras distintas quanto obtidos monotonicamente ou ciclicamente, mostrando que o comportamento monotônico difere do cíclico neste aço, em diferentes condições de tratamento térmico.

0

1000

2000

3000

4000

5000

6000

200 300 400 450 500 550 600


H e

H´

0

0,05

0,1

0,15

0,2

0,25

0,3

0,35

0,4


n e

n´

H

H´

n

n´

Figura 5.10: Gráfico de H, H´, n e n´ em função da temperatura de revenimento.

Foi possível construir um gráfico da Vida de Transição, Nt, por Temperatura de revenimento, Figura 4.42. Nota-se que a Vida de Transição de fadiga de baixo para alto ciclo para o material temperado e revenido a 600ºC é muito maior do que as das outras condições, que por suas vezes tem uma vida de transição menores à 250 ciclos, enquanto para o material temperado e revenido a 600ºC a Vida de Transição é de 4734 ciclos. Esse é o fato que favoreceu a realização de ensaios de baixo ciclo para a condição de revenido a 600ºC, enquanto que para todas as outras condições foram feitos ensaios de fadiga de alto ciclo, devido aos pequenos valores da Vida de Transição que os materiais nessas condições apresentam. Por exemplo, a Vida de Transição do material temperado e revenido a 200ºC é de apenas 3 ciclos, o que inviabiliza um ensaio de fadiga de baixo ciclo para o material nessa condição. Isso acontece devido a maior ductilidade que o material apresenta na



88

condição de temperado e revenido a 600ºC, o que permite uma maior participação da parte plástica no mecanismo de fratura. Como a parte plástica é mais influente para fadiga de baixo ciclo, essa condição de tratamento térmico favorece a condição de fadiga de baixo ciclo, aumentando assim a vida de transição. Pela análise do gráfico de vida de transição em função dos parâmetros de ductilidade do material (Figura 5.11), pode-se perceber no entanto que a relação entre vida de transição e ductilidade do material não é direta, e portanto não existe relação entre ductilidade obtida num ensaio de tração monotônico e a dominância de deformações plásticas no processo de fadiga destes materiais. Isso pode ser melhor observado pela Tabela 5.1, que está mostrando os valores dos parâmetros de ductilidade e os valores da vida de transição (Nt) para cada condição de tratamento térmico. Nota-se que o material temperado e revenido a 300°C tem todos os parâmetros de ductilidade maiores do que o material temperado e revenido a 400ºC, porém o material temperado e revenido a 300ºC tem vida de transição (Nt) menor do que o temperado e revenido a 400°C, mostrando assim, que não existe uma relação direta entre ductilidade obtida em um ensaio monotônico e vida de transição. Porém para obter altos valores de vida de transição, é necessário que o material apresente facilidade de deformação plástica, para permitir o mecanismo de fratura de fadiga de baixo ciclo.

R2 = 0,861

R2 = 0,847

R2 = 0,8094

0

20

40

60

80

100

0 1000 2000 3000 4000 5000

Vida de transição, Nt

(%)

Deformação real até a ruptura (%)

Alongamento total (%)

Redução de área (%)

Figura 5.11: Gráfico de vida de transição em função dos parâmetros de ductilidade do aço

UNS S42000.



89

Tabela 5.1: Parâmetros de ductilidade monotônicos e vida de transição (Nt), para as diferentes condições de tratamento térmico.

Temperatura de

Revenimento

200ºC

300ºC

400ºC

450ºC

500ºC

550ºC

600ºC

AT25mm (%) 2,20 ± 0,87 16,93 ± 2,46 16,66 ± 1,60 16,56 ± 2,05 13,33 ± 2,70 6,98 ± 1,80 22,96 ± 0,05

RA (%) 3,00 ± 0,72 32,60 ± 1,75 29,60 ± 7,36 32,66 ± 7,20 21,40 ± 4,60 13,93 ± 3,92 47,10 ± 0,36 ε~ f (mm/mm) 0,0304 ±

0,0074 0,3947 ± 0,0260

0,3545 ± 0,1019

0,3994 ± 0,1078

0,2419 ± 0,0585

0,1507 ± 0,0460

0,6367 ± 0,0068

Nt (ciclos) 3 231 263 192 122 132 4734

VI. CONCLUSÕES

Desse trabalho pode-se ter as seguintes conclusões: • O material em estudo obedece à equação de Ramsberg-Osgood tanto sob

condições monotônicas como cíclicas em qualquer temperatura de revenimento estudada.

• H e n não variam da mesma forma que Hé n´, portanto o comportamento do material à solicitações cíclicas é diferente do comportamento à solicitações monotônicas.

• Para números de ciclos maiores do que 105 ciclos, a resistência a fadiga do material temperado e revenido de 400 a 550ºC é semelhante, com um destaque para a condição de temperado e revenido a 550ºC, que se apresentou um pouco melhor. Para as condições de temperado e revenido a 200 e 300ºC há uma perda de vida em fadiga, e a condição de temperado e revenido a 600ºC se apresentou como a pior condição de tratamento térmico para resistência à fadiga.

• A vida em fadiga do material temperado e revenido até 550ºC é dominada por deformações elásticas, resultando em baixa vida de transição Nt. A alta resistência mecânica permite deformações elásticas, e baixa ductilidade impede a deformação plástica, levando a esse comportamento.

• A vida em fadiga do material temperado e revenido a 600ºC é dominada por deformações plásticas, resultando em alta vida de transição Nt. A baixa resistência mecânica dificulta deformações elásticas, e alta ductilidade favorece a deformação plástica, levando a esse comportamento.



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VII. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ASTM E 606-04, “ Standard practice for strain-controlled fatigue testing” , ASTM – American Society for Testing and Materials, Philadelphia, USA, 1993, Committee E-8, pp. 525-539 ASTM E 8M-04, “ Standard test methods for tension testing of metallic materials[Metric]” , ASTM – American Society for Testing and Materials, Philadelphia, USA, 1997, Committee E-28, pp. 77-97. Dowling, N. E., 1999, “ Mechanical behaviour of materials” , Prentice Hall, New Jersey, USA, 2. ed., pp. 108-135. Lampman, S. (ed), 1997, “ Fatigue and fracture” IN: ASM Handbook, ASM, Metals Park, USA, Vol. 19, pp. 963-979. Sedriks, A. J., 1996-A, “ Corrosion of stainless steels” . Wiley-Interscience:New York, 1996 pp. 1-12. Sedriks, A. J., 1996-B, “ Corrosion of stainless steels” . Wiley-Interscience:New York, 1996 pp. 13-72. Stephens, R. I., 2001, “ Metal Fatigue in Engineering” , John Wiley & Sons, Inc., New York, USA, 2. ed., pp. 33-117. Neri M.A.; Colas R., 2001, “ Materials Characterization 47” , pp. 283-289 Candelária, A.F.; Pinedo C.E, 2003, “ Jurnal of Material Science Letters 22” , pp. 1151-1153. Silva, M. C., 2004, “ Avaliação experimental da resistência à propagação da fratura dúctil em aços API 5L X80 através de curvas J-R” , XVI Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência dos materiais – CBECIMAT.

VIII. AGRADECIMENTOS

- Primeiramente gostaria de agradecer ao Prof. Dr. Rodrigo Magnabosco pelos ensinamentos, dedicação, seriedade, sabedoria e paciência em que conduziu esse projeto de pesquisa.

- Gostaria de agradecer a todos do LabMat-FEI pelo auxílio e infraestrutura fornecida

a esse projeto. - Agradecemos ao LabMEV-PMT/EP-USP, na pessoa de Clarice Terui Kunioshi,

pelo auxílio nos procedimentos de Microscopia Eletrônica de Varredura. - E por fim gostaria de agradecer a minha família pela base que me dão, sempre me

apoiando e me ajudando como possível.

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PREVISÃO DA VIDA EM FADIGA EM FUNÇÃO DA …rodrmagn/PROJETOS_IC/2006/RRC_06.pdf · As inclusões contidas nos aços inoxidáveis usados como instrumentos cirúrgicos ou para a