As análises fractográficas foram realizadas nos corpos de prova que foram submetidos a ensaios de fadiga em alta temperatura com tempos de permanência de 120 segundos. A Figura 151 apresenta a superfície de fratura do corpo de prova que foi submetido a 5936 ciclos a uma amplitude de deformação total de 0,30% e as Figura 152 e Figura 153 são imagens do corpo de prova que foi submetido a 2721 ciclos em uma amplitude de deformação de 0,28%.
A superfície de fratura do corpo de prova ensaiado a amplitude de 0,30% por 5936 ciclos indica a região de origem do dano por fadiga através das chamadas “River marks”, conforme mostra a Figura 151, onde se nota a região inicial de fratura que está destacada pelo quadrado branco. Maiores detalhes não foram possíveis de serem obtidos devido à intensa oxidação sofrida na superfície de fratura do corpo de prova pelo material durante a propagação da trinca em alta temperatura. Já nas Figura 152 e Figura 153, foi exibida a superfície de fratura do corpo de prova que sofreu 2721 ciclos de deformação, que depois de detectado o início de trinca, foi tracionada em temperatura ambiente para expor da superfície de fratura e melhorar a visualização com o intuito de que a superfície de fratura não estivesse intensamente oxidada, notando-se um aspecto de fratura intergranular sendo observado com clareza os contornos dos braços dendríticos característicos da microestrutura austenítica do material. Em comparação com a superfície de fratura obtida no corpo de prova que sofreu 2721 ciclos de fadiga mostrada na Figura 153, a Figura 154 também mostra uma superfície de fratura interdendrítica, mas de aspecto frágil mostrando que o material é propenso a fraturar em contornos interdendríticos, porém a fratura obtida nos ciclos de fadiga evidenciaram aspectos de danos interdendríticos dúcteis.
Figura 151: Superfície de fratura do corpo de prova após 5936 ciclos a uma deformação de 0,30% mostrando marcas de rio (river marks) de fadiga indicando a região de início de falha
Figura 152: Superfície fractográfica do corpo de prova submetido a 2721 ciclos a uma amplitude de deformação total de 0,28% apresentando morfologia de fratura interdendrítica evidenciada pela propagação de trincas na região dos contornos interdendríticos
Figura 153: Superfície fractográfica do corpo de prova submetido a 2721 ciclos a uma amplitude de deformação total de 0,28% apresentando morfologia de fratura interdendrítica e regiões de aspecto de fratura dúctil com a presença de coalesciencia de microvazios indicado pela região da seta
Figura 154: Superficie de fratura obtida de um ensaio de tração à temperatura ambiente evidenciando uma fratura interdendrítica de aspecto frágil
A fratura interdendritica para os dois casos mostra que os contornos de grãos é a região microestrutural que está propensa a nuclear danos, seja por solicitações monotônicas a temperatura ambiente ou por por ciclos de fadiga com tempos de permanência em alta temperatura. Por meio da Figura 155, onde mostra carbetos de nióbio, como destacados pelas setas pretas, e que foram confirmados pelo mapeamento realizado na região das Figura 156 e
Figura 158 onde os elementos encontrados são mostrados nas Figura 157 e Figura 159, é possível identificar microtrincas secundárias, destacadas pela seta branca próximas de carbetos de nióbio, provenientes dos danos dependentes do tempo. Apesar da presença de trincas no carbetos de nióbio, a grande concentração de trincas ocorre normalmente na matriz do material e em precipitados de carbetos de cromo.
Figura 155: Superfície de fratura destacando a presença do carbeto de nióbio (seta preta) e microtrincas (seta branca) na matriz e nos carbetos presentes no material
Figura 156: Imagem da superfície de fratura onde foi realizado o mapeamento para a quantificação de fases
Figura 157: Mapeamento para quantificação de fases destacando os elementos a) Ferro, b) Níquel, c) Cromo, d) Silício e) Nióbio e f) Sobreposição da identificação de todos os elementos
Figura 158: Imagem da superfície de fratura onde foi realizado o mapeamento para a quantificação de fases, com destaque pelas setas das microtrincas secundárias
Figura 159: Mapeamento para quantificação de fases destacando os elementos a) Ferro, b) Níquel, c) Cromo, d) Silício e) Nióbio e f) Sobreposição da identificação de todos os elementos
Como pode ser visto da Figura 156 à Figura 159, a superfície de fraturas dos corpos de prova utilizados nos ensaios de fadiga em alta temperatura com tempos de permanência de 120 segundos apresentam características da existência da interação de danos por fadiga e fluência, que é representado pela fratura que destacou os contornos de grão interdendríticos e as múltiplas microtrincas encontradas tanto na matriz como nos carbetos associados a fluência que foram inseridos no material nos tempos de permanência. Tais fatos corroboram os resultados de fadiga que forneceram, por meio dos cálculos das variações das áreas da histerese, a energia consumida em um ciclo evidenciando maiores valores para os ciclos que contém os tempos de permanência. Tal fato significa que mais danos são inseridos no material em um ciclo de fadiga em alta temperatura com tempos de permanência em relação aos ciclos de fadiga em alta temperatura sem tempos de permanência, pois nos tempos de permanência são inseridos danos dependentes do tempo.
5 CONCLUSÕES
Conclui-se a partir da análise química que o material estudado se enquadra na classificação normativa segundo a norma ASTM A297 Grau HP, porém a liga estudada é modificada pela da adição de nióbio. De acordo com o diagrama de Schaeffler (1949), o material mantém uma matriz austenítica em todas as faixas de temperatura, e isso se deve aos altos valores de níquel e cromo equivalentes, tendo em vista o alto teor destes elementos na liga, sendo que o principal elemento que causou tal característica na liga foi o níquel.
Com os resultados de composição química e dos aspectos microestruturais no estado bruto de fusão, foi realizada a análise de calorimetria exploratória diferencial em amostras do material pré-deformado, de modo que foi possível determinar a faixa de recristalização estática do material, com o intuito de prever possíveis acontecimentos de fenômeno de amaciamento dinâmico durante a deformação nos ensaios mecânicos, onde a faixa de temperatura de recristalização estática média da liga está variando entre T0 de 492,5°C a Tf de 597,5°C.
Os ensaios de tração realizados em diferentes temperaturas apresentaram valores de módulo de elasticidade, limite de escoamento, limite de ruptura, coeficiente de resistência e expoente de encruamento, dentro do comportamento esperado. Todavia, houve uma exceção para a temperatura de 300°C que apresentou valor anormal do expoente de encruamento. Este valor do material está relacionado aos mecanismos de deformação plástica, pois na temperatura de 300 graus Celcius o encruamento é ainda efetivo na taxa de deformação.
As deformações totais aplicadas nos ensaios de relaxação mostraram ter efeito fundamental no comportamento de relaxação do material estudado, pois conforme se aumenta a deformação total aplicada, aumenta-se a magnitude de tensão relaxada, a taxa de relaxação de tensão e da deformação inelástica devido à relaxação. Em consequência da deformação inelástica devido a relaxação de tensão, quando o material é descarregado retornando a deformação total a zero, a tensão resultante obtida foi de magnitude maior para os tempos de relaxação de 300 segundos, sendo seguida dos valores dos ensaios de 120 segundos e dos ciclos de carregamento e descarregamento sem tempo de permanencia, mostrando que o tempo de permanencia possui uma característica de amplificar o efeito Bauschinger, sugerindo que a inserção de tempos de permanência em ciclos de fadiga pode modificar o comportamento elastoplástico do material. O ensaio de relaxação realizado com tempo de relaxação de duas horas mostrou que, a partir do tempo de ensaio de 1000 segundos, a deformação inelástica começa a diminuir a partir do seu valor estacionário e a deformação elástica, que acompanha a
tensão obedecendo à lei de Hooke, passa a aumentar, mostrando efeitos de amaciamento por recuperação dinâmica.
Os ensaios de fadiga em alta temperatura apresentaram comportamento de tensão versus deformação esperados, onde os ciclos sem tempos de permanência apresentaram menores valores de área de histerese, de onde se calcula a energia consumida em um ciclo de deformação. O aumento nos valores de energia consumida se deve a inserção dos tempos de permanência mas é importante salientar que para os ensaios que contém tempos de permanência de 120 segundos e 300 segundos os mesmos não apresentaram diferenças significativas entre a energia consumida, mostrando um efeito de saturação de tensão que não promove maiores deformações inelásticas.
Um comportamento observado para o material foi de que com o passar dos ciclos não se notou o acúmulo de deformação inelástica, ou seja, as histereses de tensão versus deformação inelástica não mudaram de forma, onde obteve-se a histerese estabilizada desde o início dos ensaios. Como pôde ser observado posteriormente com a análise da comparação entre as curvas de tensão versus deformação monotônica e cíclica, o fenômeno de amaciamento dinâmico esta diretamente relacionado com a taxa de deformação aplicada.
Para fins de estudar qual o fenômeno de amaciamento dinâmico que ocorreu no material, nos ciclos de fadiga, foram realizados ensaios de torção em alta temperatura, à 927°C e 1100°C,e também em duas taxas de deformação equivalente, 0,1mm/s e 1mm/s, mostrando que de fato a 927°C o fenômeno que atua no amaciamento dinâmico do material é a recuperação dinâmica, evidenciado pelo patamar de tensão equivalente. Os ensaios de torção a quente confirmaram que o material é propenso a somente se recuperar dinamicamente, sendo tal fato confirmado pelo patamar de tensão equivalente em um gráfico tensão equivalente versus deformação equivalente obtido no ensaio sendo que o fenômeno de recuperação dinâmica dependente da temperatura e da taxa de deformação imposta ao material.
Referente às análises metalográficas realizadas no material após a execução dos ensaios, conclui-se que o tempo de exposição do material em alta temperatura, as solicitações mecânicas cíclicas de fadiga com tempos de permanência e a baixa taxa de deformação levaram a uma intensa precipitação de carbetos de cromo secundários do tipo Cr23C6 somadas as propriedades intrissicas de deslizamentos de discordâncias do próprio aço inox foram fatores que resultaram no fenômeno de recuperação dinâmica.
As análises fractográficas realizadas em corpos de prova fraturados monotonicamente enos corpos de prova após os ensaios de fadiga revelaram que o material é propenso a fraturar em regiões intergranulares.