UNIVERSIDADE DE SÃO PAULO ESCOLA DE ENGENHARIA DE SÃO CARLOS
MARCOS VINÍCIUS PEREIRA DE ARAÚJO
Estudo do o po ta e to e i o o ot i o, í li o e da evoluç o i oest utu al e alta te pe atu a do aço ASTM A HP odifi ado o i io
MARCOS VINÍCIUS PEREIRA DE ARAÚJO
Estudo do o po ta e to e i o o ot i o, í li o e da evoluç o i oest utu al e alta te pe atu a do aço ASTM A HP odifi ado o i io
Dissertação aprese tada ao progra a de Pós-Graduação e Ciê ia e E ge haria de Materiais da U iversidade de São Paulo, para o te ção do título de Mestre e Ciê ias.
Área de o e tração: Dese volvi e to, Cara terização e Apli ação de Materiais.
Orie tador a : Prof. Dr. Cassius Olívio Figueiredo Terra Ru hert, professor asso iado
Versão orrigida Origi al a u idade
AGRADECIMENTOS
Ao Prof. Dr. Dirceu Spinelli, que em nosso curto período de convivência, muito me ensinou, contribuindo para meu crescimento pessoal, científico e intelectual, que Deus lhe guarde e descanse em paz.
Ao Prof. Dr. Cassius Olívio Figueiredo Terra Ruchert, que me recebeu de braços abertos, mostrando grande proatividade e interesse por orientar-me, pela atenção e apoio durante o processo de transição de orientação.
Ao Prof. Dr. Mauricio Angeloni, pela enorme contribuição de seu conhecimento para a realização do trabalho.
À Escola de Engenharia de São Carlos, pela oportunidade de realização do curso de mestrado em ciência e engenharia de materiais.
À Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal (CAPES), pela concessão da bolsa de mestrado e pelo apoio financeiro para a realização desse trabalho.
À empresa ENGEMASA ENGENHARIA E MATERIAIS LTDA sediada em São Carlos pelo fornecimento do material estudado e valiosas contribuições nas discussões dos resultados.
Aos companheiros de P&D da empresa ENGEMASA ENGENHARIA E MATERIAIS LTDA.
Aos meus colegas de pós graduação, pelo seu apoio, convivência, paciência e companheirismo.
Enfim, a todos que de uma forma ou outra estiveram envolvidos na realização desse trabalho e na participação desta etapa de minha vida, os meus sinceros agradecimentos.
“Talvez não tenha conseguido fazer o melhor, mas lutei para que o melhor fosse feito. Não sou o que deveria ser, mas Graças a Deus, não sou o que era antes”.
RESUMO
Araújo, M. V. P. Estudo do comportamento mecânico monotônico, cíclico e da evolução microestrutural em alta temperatura do aço ASTM A297 HP modificado com nióbio. 2015. 190p. Dissertação (Mestrado) – Escola de Engenharia de São Carlos, Universidade de São Paulo, São Carlos, 2015.
Componentes estruturais de fornos de pirólise utilizados para craqueamento de petróleo são fabricados a partir de aços inox fundidos utilizados para aplicações em alta temperatura, sendo necessária a adição de elementos químicos para a formação de fases que melhoram as propriedades mecânicas do material neste tipo de ambiente. O presente trabalho estuda os efeitos da adição de nióbio nas propriedades mecânicas e no comportamento elastoplástico/viscoelástico aos 927°C do aço inox fundido ASTM A297 grau HP na condição bruto de fusão, condição esta similar a de trabalho do forno.Para analisar as variação de propriedades mecânicas do material, foram realizados ensaios de tração em distintas temperaturas, calorimetria exploratória de varredura (DSC), ensaios de relaxação, fadiga de ciclos contínuos sob o formato de onda triangular e fadiga com formato de onda trapezoidal do tipo “dwell” com tempos de permanência de 120 e 300 segundos conforme especifica a norma E2714-13 e ensaios de torção a quente. O intuito da realização deste trabalho reside no fato de que equipamentos como os fornos de pirólise não mantém os parâmetros operacionais constantes, podendo variar temperatura, cargas de trabalho e também gerar cargas cíclicas com tempos de permanência em ciclos de partida, operação e parada de equipamento, sendo importante o conhecimento da resposta fenomenológica que o material oferece sob estes tipos de solicitações. Os resultados dos ensaios mecânicos e estudos da evolução micorestrutural, bem como de suas posteriores análises forneceram dados, não somente sob a forma de “data sheet’s” para aplicação dos valores obtidos em projetos, mas concomitantemente após a comparação de propriedade e microestrutura, aprofundar na fenomenologia do comportamento mecânico de tensão versus deformação monotônico e cíclicos, mecanismos de deformação em alta temperatura, recuperação dinâmica, do tipo de microestrutura resultante após a realização dos ensaios e também dos mecanismos de fratura associados aos tipos de solicitações mecânicas impostas ao material, obtidos por meio dos ensaios mecânicos mencionados anteriormente.
ABSTRACT
Araújo, M. V. P. Study of the mechanical behavior monotonic, cyclic and microstructural
evolution in high temperature steel ASTM A297-HP modified with niobium. 2015. 190p.
Dissertação (Mestrado) – Escola de Engenharia de São Carlos, Universidade de São Paulo, São Carlos, 2015.
Structural components pyrolysis furnaces used for oil cracking are made from cast stainless steel used for applications at high temperature, requiring the addition of chemicals to the formation of phases which improves the mechanical properties of the material in such an environment. This work studies the effects of adding niobium in the mechanical properties and elastoplastic / viscoelastic behavior to 927 ° C cast stainless steel ASTM A297 grade HP in as cast condition, at condition similar to the work of furnace. For study of the variation of mechanical properties, tensile tests were conducted at different temperatures, differential scanning calorimetry (DSC), relaxation tests, fatigue continuous cycles under triangular waveform and fatigue with trapezoid type waveform format " dwell "with residence times of 120 and 300 seconds as reflected by the E2714-13 standard and hot torsion tests. The purpose of this work lies in the fact that equipment such as pyrolysis furnaces do not maintain the constant operating parameters, varying temperature, workloads and also generate cyclic loading with residence times in starting cycles, operation and equipment stop It is important the knowledge of the phenomenological response that the material offers under these types of requests. The results of mechanical tests and micorestrutural evolution studies, as well as its further analysis provided data, not only in the form of "data sheet's" for application of the values obtained in projects, but co-after comparison of property and microstructure, deepen the phenomenology of the mechanical behavior of tension versus monotonic and cyclic deformation, deformation mechanisms at high temperature, dynamic recovery, the type of resulting microstructure after the tests and also the fracture mechanisms related to types of mechanical stresses imposed on the material, obtained by through the mechanical tests mentioned above.
Lista de figu as
Figura 1 : Componentes internos estruturais (a) e de pressão (b) de um forno de craqueamento
de hidrocarbonetos (c) ... 33
Figura 2: Esquema geral de um forno de craqueamento por pirólise ... 35
Figura 3: Serpentina na posição vertical... 36
Figura 4: Serpentinas montadas nos suportes ... 37
Figura 5: Nomenclatura dos aços inoxidáveis fundidos em função da composição destacando o aço enquadrado na classe “P” ... 38
Figura 6: Diagrama de Schaeffler ... 40
Figura 7: Micrografia ótica de uma amostra de aço HP, com estrutura bruta de fusão ... 41
Figura 8: Precipitação de carbetos tipo Cr23C6 na liga HP envelhecida a 900°C/24 horas ... 42
Figura 9: Microestrutura no estado bruto de fusão e carbetos primários ... 43
Figura 10: Efeito da precipitação de carbetos causado pela adição de Nióbio. a)0 %. b)0,69%. c)1,23%. d) 1,97% ... 44
Figura 11: Gráfico de barras mostrando a fração em peso de cada tipo de carbeto formado identificado por meio de difração de raio-X e análise química do material como fundido, considerando suas relações estequiométricas ... 45
Figura 12: Efeito da adição de Nióbio na precipitação de carbetos secundários na matriz do aço, a coalescência de carbetos na região interdendrítica. A) Aço HP básico; B) Aço HP modificado com 1,97% de Nb ... 46
Figura 13: a)Sistema de carbetos de Nióbio primários exibindo uma morfologia de escrita chinesa no aço em estado bruto de fusão (Ribeiro, 2000), b) Detalhe da morfologia de escrita chinasa ... 46
Figura 14: Relaxação sob deformação constante para um modelo com fluência no estado estacionário e comportamento elástico. No item a), a deformação causa o comportamento tensão×tempo visto no item b) e o comportamento tensão-deformação no item c) ... 47
Figura 15: Curva de deformação em função do tempo de um ensaio de ruptura por fluência . 50 Figura 16: Mapa de deformação esquemático ... 51
Figura 17: Mecanismo de deformação de fluência por difusão... 51
Figura 18: Mecanismo de Deslizamento de discordância, com a escalada após interrupção do deslizamento pelo precipitado ... 52
Figura 19: Deslizamento de contorno de grão que pode ser acomodado elasticamente (1), por fluxo de matéria ou fluência no interior do grão (2), por fluência não uniforme (3), e se não isso não acontecer nuclearão trincas (4) e vazios (5) que concentram tensões ... 53
Figura 20: Detalhe do contorno de grão formando concentradores de tensão ... 54
Figura 21: Geometria dos vazios em contorno livre de inclusões ... 55
Figura 22: Vazios que podem ser formados em contornos de grão na presença de inclusões em contorno de grão ... 55
Figura 23: Componentes de deformação elástica e plástica ... 56
Figura 24: Curva tensão-deformação de engenharia típica de um metal ... 58
Figura 25: Curva esquematica tensão-deformação de engenharia típica de um metal para diferentes níveis de deformação ... 59
Figura 26: Variação da tensão pela raiz quadrada da densidade de discordâncias para corpos de prova de Liga de titânio deformado em temperatura ambiente ... 59
Figura 27: Efeito de encruamento com o decorrer dos ciclos ... 61
Figura 28: Comportamento tensão-deformação obtido de um ciclo após ser estabilizado ... 61
Figura 31: Visão esquemática de um problema de fadiga em alta temperatura, mostrando os
estágios físicos em um processo de falha... 68
Figura 32: Ondas ininterruptas e com tempos de permanência ... 70
Figura 33: Tensão de relaxação no tempo de permanência e comportamento tensão -deformação por controle de -deformação com tempo de permanência em tração ... 71
Figura 34: Relaxação de tensão com o decorrer dos ciclos ... 72
Figura 35: Região de interação de danos por fadiga-fluência ... 73
Figura 36: Mecanismos de nucleação e propagação de trinca em quatro diferentes tempos de permanência ... 74
Figura 37: Mudança do mecanismo de danos para o aço inox 316L. (a) Fadiga pura, (b) Interação de fadiga-fluência ... 74
Figura 38: Cavitação em contorno de grão evidenciando o mecanismo de dano por interação de fadiga-fluência ... 75
Figura 39: Imagens obtidas por MEV da superfície de fratura por fadiga destacando a coalescência de microvazios denominado dimples, característica de fratura dúctil ... 75
Figura 40: Tensão média gerada na componente de tensão oposta como resultado de danos dependentes do tempo inseridos nos tempos de permanência em ciclos de fadiga em alta temperatura isotérmicos ... 77
Figura 41: Vida em fadiga pura e interação de fadiga-fluência com tempos de permanência de 10 minutos para os aços 316L e 316LN nitrogenado ... 78
Figura 42: Comportamento tensão-deformação da superliga de Níquel DZ125 em 850°C para ciclos ininterruptos e diferentes tempos de permanência ... 79
Figura 43: Relação entre vida em fadiga e tempo de permanência ... 79
Figura 44: Histórico de tensão a 850°C para diferentes tempos de permanência ... 80
Figura 45: Relaxação de tensão com o passar dos ciclos ... 81
Figura 46: Geometria e dimensões do molde utilizado para vazamento do material fundido . 83 Figura 47: Geometria e dimensões do corpo de prova dadas em milímetros para ensaio de fadiga em alta temperatura retirado de orientações aleatórias do material fundido ... 84
Figura 48: Geometria do corpo de prova usinado e retirado do material fundido utilizado neste projeto para ensaios de tração, fadiga, relaxação e interação fadiga-fluência ... 84
Figura 49: Geometria e dimensões do corpo de prova dadas em milímetros para ensaio de torção em alta temperatura retirado de orientações aleatórias do material fundido ... 85
Figura 50: Geometria do corpo de prova usinado e retirado do material fundido utilizado para os ensaios de torção a quente ... 85
Figura 51: Fluxograma da metodologia utilizada no trabalho ... 86
Figura 52: Máquina de ensaio MTS servo-hidráulica acoplada a um forno indutivo e controlador do sistema mecânico e térmico ... 89
Figura 53: Equipamento de ensaios mecânicos em geral ... 90
Figura 54: Sistema de garras de fixação do corpo de prova ... 90
Figura 55: Sistema de fixação do corpo de prova, onde se observa as hastes em alumina em contato com o corpo de prova ... 91
Figura 56: Bobina de aquecimento por indução, refrigerada a água ... 91
Figura 57: Pirômetro ótico para leitura da temperatura do corpo de prova ... 92
Figura 58: Fluxograma ilustrando o funcionamento do equipamento de ensaios mecânicos .. 93
Figura 59: (a) Deformação total em função do tempo, (b) a resposta tensão × Deformação e (c) ensaio de relaxação com tempo de relaxação de 7200 segundos ... 94
Figura 61: Formato de onda utilizada no ensaio de fadiga com tempos de permanência de 120
e 300 segundos ... 96
Figura 62: Equipamento de ensaio de torção a quente ... 97
Figura 63: Conjunto geral do equipamento de ensaio de torção a quente ... 97
Figura 64: Detalhe do forno de aquecimento infravermelho e da célula de carga da qual é calculada a tensão equivalente ... 98
Figura 65: Ilustração exemplificando o ciclo térmico utilizado no ensaio de torção a quente com controle de temperatura isotérmica ... 99
Figura 66: Região onde se localiza o material estudado no diagrama Schaeffler ... 102
Figura 67: Matriz austenítica do aço ASTM A297 modificado com Nióbio... 103
Figura 68: Detalhe dos carbetos primários interdendríticos revelados com reagente Groesbeck’s, evidenciando os carbetos de nióbio indicados pelas setas pretas e os carbetos de cromo de indicados pelas setas brancas e sua típica morfologia de escrita chinesa ... 103
Figura 69: Microscopia eletrônica de varredura mostrando uma matriz tipicamente austenítica circundada por carbetos primários de cromo de cor escura (setas brancas) e nióbio de cor clara (setas pretas) com a presença de inclusões não metálicas oriundas do processo de fundiçãona matriz ... 104
Figura 70: Região da análise de mapeamento no microscópio eletrônico de varredura ... 105
Figura 71: Foto micrografia obtida por MEV-EDX da amostra do material no estado bruto de fusão. a) Ferro, b) Níquel, c) Cromo, d) Manganês, e) Silício e f) Nióbio ... 105
Figura 72: Espectro da quantificação de fases obtida por MEV-EDS da em toda área da região analisada mostrada na Figura 69 ... 106
Figura 73: Gráfico tensão x deformação dos ensaios de tração para distintas temperaturas e a 927°C com duas taxas de deformação distintas, 1,6×10-2 s-1 e 4,8×10-4 mm/s ... 107
Figura 74: Gráfico da componente plástica da relação Ramberg-Osgood para o ensaio de tração em várias temperaturas ... 108
Figura 75: Gráfico onde mostra a variação do módulo de elasticidade em função das distintas temperaturas ensaiadas ... 109
Figura 76: Gráfico onde mostra a variação do Limite de escoamento em função das distintas temperaturas ensaidas ... 109
Figura 77: Gráfico onde mostra a variação do Limite de resistência à tração em função das distintas temperaturas ensaiadas ... 110
Figura 78: Coeficiente de resistência em função da temperatura ... 110
Figura 79: Expoente de encruamento em função da temperatura de ensaio ... 111
Figura 80: Curva deformação total em função do tempo utilizada no ensaio de relaxação de tensão a 927°C ... 112
Figura 81: Resposta da tensão para o ensaio de relaxação a 927°C mostrado na Figura 80 .. 113
Figura 82: Comparação entre as deformações total, elástica e plástica no ensaio de relaxação a 927°C ... 113
Figura 83: Curva tensão por deformação inelástica para o ensaio de relaxação a 927°C ... 114
Figura 84: Curva deformação elástica em função do tempo a 927°C ... 115
Figura 85: Curva deformação inelástica em função do tempo a 927°C ... 115
Figura 86: Gráfico da tensão e deformação total constante de 0,025% em função do tempo para uma forma de onda do tipo dwell de 120 segundos... 116
Figura 87: Curva tensão em função da deformação total 0,025% do ensaio de relaxação com dwell de 120 segundos ... 117
Figura 88: Gráfico da tensão e deformação total constante de 0,07% em função do tempo para uma forma de onda do tipo dwell de 120 segundos ... 117
Figura 91: Curva tensão em função da deformação total 0,13% do ensaio de relaxação com dwell de 120 segundos ... 119
Figura 92: Gráfico da tensão e deformação total constante de 0,15% em função do tempo para uma forma de onda do tipo dwell de 120 segundos ... 119
Figura 93: Curva tensão em função da deformação total 0,15% do ensaio de relaxação com dwell de 120 segundos ... 120
Figura 94: Gráfico da tensão e deformação total constante de 0,025% em função do tempo para uma forma de onda do tipo dwell de 300 segundos ... 120
Figura 95: Curva tensão em função da deformação total 0,025% do ensaio de relaxação com dwell de 300 segundos ... 121
Figura 96: Gráfico da tensão e deformação total constante de 0,07% em função do tempo para uma forma de onda do tipo dwell de 300 segundos ... 121
Figura 97: Curva tensão em função da deformação total 0,07% do ensaio de relaxação com dwell de 300 segundos ... 122
Figura 98: Gráfico da tensão e deformação total constante de 0,13% em função do tempo para uma forma de onda do tipo dwell de 300 segundos ... 122
Figura 99: Curva tensão em função da deformação total 0,13% do ensaio de relaxação com dwell de 300 segundos ... 123
Figura 100: Gráfico da tensão e deformação total constante de 0,15% em função do tempo para uma forma de onda do tipo dwell de 300 segundos ... 123
Figura 101: Curva tensão em função da deformação total 0,15% do ensaio de relaxação com dwell de 300 segundos ... 124
Figura 102: Curva da tensão relaxada em função da deformação total imposta para ondas do tipo dwell de 120 e 300 segundos de permanência ... 125
Figura 103: Curva da tensão compressiva em função da deformação total imposta ... 126
Figura 104: Gráfico da dependência da taxa de relaxação sobre a tensão em tempos de
permanencia de 120 segundos... 127
Figura 105: Gráfico da dependência da taxa de relaxação sobre a tensão em tempos de
permanencia de 300 segundos... 128
Figura 106: Expoente da taxa de relaxação em função da deformação total aplicada para tempos de permanência de 120 e 300 segundos ... 128
Figura 107: Comparação das histereses de fadiga para deformação total de 0,05% sem tempo de permanência e tempos de permanência de 120 e 300 segundos ... 129
Figura 108: Comparação das histereses de tensão em função da deformação inelástica para os ciclos sem tempo de permanência e tempos depermanência de 120 e 300 segundos em 0,05% de amplitude de deformação total aplicada ... 130
Figura 109: Comparação das histereses de fadiga para deformação total de 0,14% sem tempo de permanência e tempos de permanência de 120 e 300 segundos ... 130
Figura 110: Comparação das histereses de tensão em função da deformação inelástica para os ciclos sem tempo de permanência e tempos depermanência de 120 e 300 segundos em 0,14% de amplitude de deformação total aplicada ... 131
Figura 111: Comparação das histereses de fadiga para deformação total de 0,26% sem tempo de permanência e tempos de permanência de 120 e 300 segundo ... 131
Figura 112: Comparação das histereses de tensão em função da deformação inelástica para os ciclos sem tempo de permanência e tempos depermanência de 120 e 300 segundos em 0,26% de amplitude de deformação total aplicada ... 132
de permanência e tempos de permanência de 120 e 300 segundos ... 132
Figura 114 Comparação das histereses de tensão em função da deformação inelástica para os ciclos sem tempo de permanência e tempos depermanência de 120 e 300 segundos em 0,30% de amplitude de deformação total aplicada ... 133
Figura 115: Histereses de tensão em função da deformação inelástica para a amplitude de deformação total de 0,05% sem tempos de permanência ... 134
Figura 116: Histereses de tensão em função da deformação inelástica para a amplitude de deformação total de 0,14% sem tempos de permanência ... 134
Figura 117: Histereses de tensão em função da deformação inelástica para a amplitude de deformação total de 0,26% sem tempos de permanência ... 135
Figura 118: Histereses de tensão em função da deformação inelástica para a amplitude de deformação total de 0,30% sem tempos de permanência ... 135
Figura 119: Histereses de tensão em função da deformação inelástica para a amplitude de deformação total de 0,05% com tempos de permanência de 120 segundos ... 137
Figura 120: Histereses de tensão em função da deformação inelástica para a amplitude de deformação total de 0,14% com tempos de permanência de 120 segundos ... 137
Figura 121: Histereses de tensão em função da deformação inelástica para a amplitude de deformação total de 0,26% com tempos de permanência de 120 segundos ... 138
Figura 122: Histereses de tensão em função da deformação inelástica para a amplitude de deformação total de 0,30% com tempos de permanência de 120 segundos ... 138
Figura 123: Histereses de tensão em função da deformação inelástica para a amplitude de deformação total de 0,05% com tempos de permanência de 300 segundos ... 139
Figura 124: Histereses de tensão em função da deformação inelástica para a amplitude de deformação total de 0,14% com tempos de permanência de 300 segundos ... 140
Figura 125: Histereses de tensão em função da deformação inelástica para a amplitude de deformação total de 0,26% com tempos de permanência de 300 segundos ... 140
Figura 126: Histereses de tensão em função da deformação inelástica para a amplitude de deformação total de 0,30% com tempos de permanência de 300 segundos ... 141
Figura 127: Comparação entre a energia consumida entre ensaios sem e com tempo de
permanência de 120 e 300 segundos em função da amplitude de deformação total ... 142
Figura 128: Energia consumida obtida das histereses de tensão em função da deformação inelástica para os ensaios sem e com tempo de permanência de 120 e 300 segundos em função da amplitude de deformação total ... 142
Figura 129: Acúmulo de deformação inelástica em função do número de ciclos para os ciclos sem tempos de permanência ... 144
Figura 130: Acúmulo de deformação inelástica em função do número de ciclos para os ciclos com tempo de permanência de 120 segundos ... 144
Figura 131: Acúmulo de deformação inelástica em função do número de ciclos para os ciclos com tempo de permanência de 120 segundos ... 145
Figura 132: Comparação entre o comportamento tensão versus deformação cíclico e
monotônico ... 146
A Figura 134 apresenta o gráfico dos resultados dos ensaios de torção a quente do material em diferentes taxas de deformação, sendo elas 0,1 e 1 s-1 e temperaturas, à 927 e 1100°C.
Figura 134: Curvas de tensão equivalente por deformação equivalente obtidas nos ensaios de torção a quente ... 148
Figura 135: Trincas secundárias formadas superficialmente na região útil do corpo de prova
... 151
Figura 136: Trincas secundárias formadas superficialmente na região útil do corpo de prova
... 151
Figura 138: Microestrutura do material do corpo de prova que foi submetido a 5936 ciclos (445,2 horas de ensaio a 0,0037 Hz) a uma amplitude de deformação total de 0,30% com tempo de permanência de 120 segundos evidenciando microtrincas em contornos
interdendriticos... 153
Figura 139: Microestrutura do material do corpo de prova que foi submetido a 2721 ciclos (196,5 horas de ensaio a 0,0038 Hz) a uma amplitude de deformação total de 0,28% com tempo de permanência de 120 segundos evidenciando menor tamanho de carbetos e menor precipitação destes na matriz ... 153
Figura 140: Microestrutura do material do corpo de prova que foi submetido a 2721 ciclos (196,5 horas de ensaio a 0,0038 Hz) a uma amplitude de deformação total de 0,28% com tempo de permanência de 120 segundos evidenciando o menor tamanho de trincas, indicadas pelas setas vermelhas, em relação ao corpo de prova do ensaio realizado em amplitude de 0,30% de deformação total ... 154
Figura 141: Microestrutura pós-ensaio do corpo de prova ensaiado a uma amplitude de deformação total de 0,14% em 4989 ciclos com tempos de permanência de 120 segundos
... 155
Figura 142: Material submetido a 4989 ciclos a uma amplitude de deformação total de 0,14% com tempo de permanência de 120 segundos evidenciando o coalescimento dos carbetos primários de cromo na região interdendrítica ... 155
Figura 143: Comparação entre a) Microestrutura no estado bruto de fusão e b) Corpo de prova que foi submetido a 4989 ciclos a uma amplitude de deformação total de 0,14% com tempo de permanência de 120 segundos evidenciando a precipitação de carbetos
secundários na matriz austenítica e o coalescimento dos carbetos primários de cromo na região interdendrítica ... 156
Figura 144: Perfil de trinca obtido após o ensaio do corpo de prova 15 ensaiado a uma amplitude de deformação total de 0,14% em 4989 ciclos com tempo de permanência de 120 segundos evidenciando um modo de fratura interdendrítica ... 157
Figura 145: Trinca obtida no ensaio a uma amplitude de deformação total de 0,14% em 4989 ciclos com tempos de permanência de 120 segundos ... 157
Figura 146: Detalhe da ponta da trinca evidenciando a formação de microtrincas e a reação de oxidação, obtida no ensaio a uma amplitude de deformação total de 0,14% em 4989 ciclos com tempos de permanência de 120 segundos ... 158
Figura 147: Detalhe de uma região de trinca obtida no ensaio a uma amplitude de deformação total de 0,14% em 4989 ciclos com tempos de permanência de 120 segundos ... 158
Figura 148: Espectro de cores obtidos por mapeamento em MEV-EDX. a)Ferro, b)Níquel, c)Cromo, d)Oxigênio, e)Silício, f) Molibdênio e g) Nióbio ... 159
Figura 149: Detalhe de uma região de trinca obtida no ensaio a uma amplitude de deformação total de 0,14% em 4989 ciclos com tempos de permanência de 120 segundos ... 159
Figura 150: Espectro de cores obtidos por mapeamento em MEV-EDX a) Ferro, b)Níquel, c)Cromo, d)Oxigênio, e)Silício, f) Molibdênio, g) Carbono e h)Nióbio ... 160
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 ... 162
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
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 ... 163
Figura 154: Superficie de fratura obtida de um ensaio de tração à temperatura ambiente evidenciando uma fratura interdendrítica de aspecto frágil... 163
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 ... 164
Figura 156: Imagem da superfície de fratura onde foi realizado o mapeamento para a
quantificação de fases ... 164
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 ... 165
Figura 158: Imagem da superfície de fratura onde foi realizado o mapeamento para a
quantificação de fases, com destaque pelas setas das microtrincas secundárias ... 165
LISTA DE TABELAS
Tabela 1: Composição química (em Peso) HP do aço ASTM A297 ... 39
Tabela 2: Fases detectadas em diferentes ligas e condições de envelhecimento ... 44
Tabela 3: Média da composição química, em % de peso, do aço ASTM A297 HP Nb ... 101
Tabela 4: Níquel e Cromo equivalentes obtidos por análise química ... 101
Tabela 5: Quantificação de fases por meio da técnica de EDS da região da Figura 69 ... 106
Tabela 6: Resultados dos ensaios de tração em distintas temperaturas de ensaio ... 112
Tabela 7: Magnitude de tensão relaxada para os tempos de relaxação de 120 e 300 segundos
... 125
Tabela 8: Tensão compressiva resultante no retorno para deformação total à zero ... 125
Tabela 9: Expoente de relaxação referente a cada deformação total imposta ... 128
Tabela 10: Energia consumida calculada a partir das áreas de histerese de deformação total143 Tabela 11: Energia consumida calculada a partir das áreas de histerese de deformação
inelástica ... 143
Tabela 12: Resultados do ensaio de calorimetria exploratória diferencial ... 147
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
USP - Universidade de São Paulo
UFSCAR – Universidade Federal de São Carlos
NEMAF – Núcleo de Ensaio dos Materiais e Análise de Falhas ASTM – American Society of Testing and Materials
AISI – American Iron and Steel Institute ASM – American Society of Metals
ABNT – Associação Brasileira de Normas Técnicas MEV – Microscópio Eletrônico de Varredura EDS – Eléctron Diffraction Spectrum
EDX – Eléctron Difraction X-ray
LISTA DE SÍMBOLOS
T – Temperatura °C – Graus Celsius K – Kelvin
TM– Temperatura da fusão
E – Módulo de elasticidade
σ – Tensão
σe– Tensão de escoamento
σLRT– Tensão limite de resistência a tração σi– Tensão interna
σsat– Tensão saturada
r– Tensão remanescente após o tempo de relaxação m –Tensão média
Δ r– Tensão relaxada total ε – Deformação
εe– Deformação elástica εp– Deformação plástica εin– Deformação inelástica εc –Deformação por fluência
Δε – Amplitude de deformação total
Δεe– Amplitude de deformação elástica Δεp– Amplitude de deformação plástica Δεin– Amplitude de deformação inelástica Δσ – Amplitude de tensão
th– Tempo de permanência
LCF – Low Cycle Fatigue (fadiga de baixo ciclo) Nf– Número de ciclos para falha
v– Frequência
A, K1– Constantes relacionadas à frequência na em fadiga em alta temperatura obtidas por
regressão linear
K’ – Coeficiente de resistência cíclico
Ƞ - Viscosidade
m – Expoente de viscosidade
B – Constante do material referente à fluência secundária Q – Energia de ativação do processo de fluência
R – Constante universal dos gases
Ṻ - Taxa de deslizamento intergranular
ρ – Densidade de discordâncias
Δγ – Variação da deformação cisalhante
̅– Velocidade de movimentos de discordâncias
𝛾̇– Taxa de deformação cisalhante
b – Deslocamento macro por cisalhame to Δx/x
μ – Módulo de cisalhamento M – Momento torsor
R – Raio do corpo de prova para ensaio de torção a quente
m, n – Constantes que representam a sensibilidade do material a taxa de deformação e a deformação propriamente dita em um ensaio de torção a quente
Sumário
1 INTRODUÇÃO E JUSTIFICATIVA ... 33
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ... 35
2.1. Fornos de craqueamento de petróleo por pirólise ... 35
2.2. Aços Inox fundidos para trabalho em altas temperaturas ... 37
2.2.1. O aço ASTM A297 Gr HP ... 39
2.2.2. O aço ASTM A297Gr HP modificado com Nióbio ... 42
2.2.3. O Carbeto de Nióbio ... 45
2.3. Comportamento mecânico de metais em alta temperatura ... 47
2.3.1. Relaxação de tensão ... 47
2.3.2. Deformação por fluência ... 49
2.3.3. Mecanismos de deformação por Fluência ... 50
2.4. Fratura intergranular em elevadas temperaturas ... 52
2.4.1. Vazios formados em contornos de grão livres de inclusões e na presença de inclusões ... 54
2.5. Curva Tensão versus Deformação; ... 56
2.5.1. Densidade de discordâncias ... 57
2.5.2. Encruamento ... 58
2.5.3. Comportamento cíclico tensão-deformação ... 60
2.5.4. Recuperação estática ... 62
2.5.5. Recuperação dinâmica ... 63
2.5.6. A recuperação dinâmica em relação ao trabalho a quente ... 64
2.6. Fadiga em alta temperatura ... 67
2.6.1. Forma de Onda ... 69
2.6.2. Mecanismos de danos observados de análise metalográfica ... 72
2.6.3. Influência do tempo de permanência na vida em fadiga de um material ... 76
3 MATERIAIS E MÉTODOS ... 83
3.1. Material ... 83
3.2. Métodos experimentais ... 85
3.2.1. Análise Química ... 86
3.2.2. Preparação para análise metalográfica por microscopia óptica e eletrônica de varredura 87
3.2.3. Análise térmica por DSC (Calorimetria exploratória diferencial) ... 87
3.2.4. Ensaios mecânicos em alta temperatura e a temperatura ambiente... 88
3.2.5. Ensaio de tração ... 93
3.2.9. Ensaio de torção a quente ... 96
4 RESULTADOS E DISCUSSÃO... 101
4.1. Análise Química ... 101
4.2. Análise Metalográfica ... 102
4.3. Ensaios de tração ... 107
4.4. Ensaio de relaxação ... 112
4.5. Ensaio de fadiga em alta temperatura ... 129
4.6. Curva tensão×deformação comparativa monotônica e cíclica ... 145
4.7. Análise de Calorimetria Exploratória de Varredura (DSC) ... 147
4.8. Ensaios de Torção a quente ... 148
4.9. Análise macrográfica por estereoscópia ... 150
4.10. Análise metalográfica após a execução dos ensaios ... 152
4.11. Análise fractográfica ... 161
5 CONCLUSÕES ... 167
6 PROPOSTAS PARA TRABALHOS FUTUROS ... 169
REFERÊNCIAS ... 171
INTRODUÇÃO E JUSTIFICATIVA
Na indústria petroquímica, um equipamento em especial tem recebido grande atenção no que diz respeito a sua confiabilidade operacional, devido aos enormes prejuízos financeiros e humanos que podem acontecer havendo uma falha no equipamento. Tal equipamento é denominado forno de craqueamento de hidrocarbonetos por pirólise, onde o mesmo e seus componentes apresentam-se ilustrado na Figura 1. O forno trabalha em temperaturas relativamente altas, na faixa de 850 a 1050°C, tornando de grande importância o emprego de materiais que possam trabalhar em altas temperaturas por longos períodos de operação. Ao relacionar alta temperatura a longos tempos de operação, deve-se ter cuidado com deformações dependentes do tempo que podem ocorrer em cargas relativamente baixas, devido ao fenômeno de fluência.
Figura 1 : Componentes internos estruturais (a) e de pressão (b) de um forno de craqueamento de hidrocarbonetos (c)
Fonte: Imagens cedidas pela empresa Engemasa Engenharia e Materiais (2013)
Devido às variações de parâmetros operacionais do forno e também das atividades de manutenção, as cargas aplicadas nos componentes se tornam não constantes, havendo ao longo do tempo uma alternância entre cargas constantes e cargas variáveis. Para se descobrir verdadeiramente o comportamento mecânico do material aplicado a este tipo de trabalho, não é suficiente apenas ensaios convencionais de fluência ou de fadiga em alta temperatura, mas sim de um ensaio que simule da melhor forma possível as condições operacionais do forno, sendo esse ensaio, o de fadiga por controle de deformação em alta temperatura em que o formato da onda de deformação é modificado pela inserção de tempos de permanência no ciclo.
Nestes tempos de permanência, acontece a relaxação de tensão do material, que é uma deformação dependente do tempo. O formato de onda no ciclo com tempos de permanência mostraram ter efeitos redutores de vida em fadiga, mas os tempos de permanência inseridos na componente trativa do ciclo se mostraram mais danosos, ou seja, com maior poder de redução de vida em fadiga (BERLING; CONWAY, 1969; COFFIN, 1970; KREMPL; WUNDT, 1971; OSTERGREN, 1976).
Uma das grandes oportunidades que se tem em estudar um material neste tipo de ensaio é a de quantificar os danos não dependentes e dependentes do tempo, o que não é possível de realizar nos ensaios anteriores separadamente. Outro aspecto importante está no comportamento de deformação inelástica sob este tipo de solicitação, bem como nas superfícies de fratura, que geralmente quando comparadas com os ensaios de fadiga (transgranular) e com os ensaios de fluência (intergranular para baixas tensões aplicadas), este tipo de ensaio vai apresentar um modo de falha misto ou intergranular. A fratura mista ou intergranular diz que a fadiga e a fluência contribuíram simultaneamente com danos ao material diminuindo a vida em fadiga em relação à fadiga ‘pura’ e também diminuindo o tempo de ruptura em relação à fluência ‘pura’.
Desta forma, no desenvolvimento desta dissertação, procurou-se entender os mecanismos de interação de danos de fadiga-fluência através dos resultados dos ensaios e também a evolução microestrutural que acontece devido ao tempo de ensaio, bem como o comportamento viscoelástico do aço ASTM A297 Grau HP modificado com nióbio.
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
. . Fo os de a uea e to de pet leo po pi lise
Em uma planta petroquímica, o principal equipamento em operação são os fornos de pirólise, pois são responsáveis por converter por meio do processo de craqueamento, matérias primas como nafta, etano, gás natural de petróleo e gasóleo em, principalmente etileno (CH2=CH2), que é a principal matéria-prima polimérica para a fabricação de plásticos, fibras
têxteis, borrachas e elastômeros sintéticos, tintas, detergentes, explosivos, etc.
Os fornos de pirólise são constituídos por serpentinas de tubos suportadas por componentes estruturais na qual realizam o craqueamento dos subprodutos de petróleo po meio do aquecimento dos mesmos, a temperaturas relativamente altas, conforme Figura 2, tornando importante o emprego de materiais resistentes à corrosão e com boas propriedades mecânicas nestas temperaturas.
Com o passar do tempo, a configuração construtiva e os parâmetros operacionais dos fornos evoluíram para atender as altas demandas de produção, onde as serpentinas passaram de posições horizontais para posições verticais e as temperaturas, os diâmetros dos tubos e a vazão dos gazes foram aumentadas no intuito de aumentar a eficiência dos fornos. Devido a tais fatores, os suportes, que fazem parte dos componentes estruturais, também devem ser fabricados com materiais cada vez mais resistentes ao meio, às cargas e a alta temperatura. As serpentinas verticais e os tubos acoplados aos seus suportes estruturais podem ser vistos nas Figura 3 e Figura 4.
Figura 3: Serpentina na posição vertical
Figura 4: Serpentinas montadas nos suportes
Fonte: Imagens gentilmente cedidas pela empresa Engemasa Engenharia e Materiais (2013)
Para tornar a operação dos fornos de pirólise economicamente rentável, longos tempos de campanha são necessários, implicando na degradação e deterioração dos materiais empregados por mecanismos de corrosão/carburização em altas temperaturas, por mecanismos de fluência, além disso, nos períodos de paradas/partidas e variações bruscas de pressões internas e temperatura acontece também a degradação microestrutural do material por fadiga térmica e fadiga em alta temperatura. Os tubos utilizados nos fornos são fabricados pelo processo de fundição por centrifugação e os suportes para os tubos são fabricados pelo processo de fundição estática. O aço inox ASTM A297 HP modificado com Nióbio, que foi o material desenvolvido para este estudo, é apresentado em detalhes de sua fabricação subsequentemente.
. . Aços I ox fu didos pa a t a alho e altas te pe atu as
permite a obtenção de uma ou outra microestrutura. Assim como outras ligas metálicas, os aços inoxidáveis são também classificados como fundidos ou trabalhados, onde os últimos sofrem conformação mecânica para a obtenção de sua forma final.
Nos aços inoxidáveis fundidos, ou seja, que não sofreram conformação por trabalho mecânico posterior a fundição, duas classes predominantes podem ser destacadas: as do tipo C, onde os aços são indicados para aplicação em ambientes aquosos corrosivos, a temperaturas de até 650ºC; e as do tipo H, indicados para aplicações em altas temperaturas,acima de 650ºC. Além de serem recomendados para aplicações em diferentes faixas de temperatura, o que também os diferencia é o teor de carbono. Os do tipo H apresentam alto teor de carbono em sua composição química o que lhes confere, em função da microestrutura, mesmo em altas temperaturas, elevada resistência mecânica, particularmente com relação à fluência, justificando assim a sua aplicação em fornos de pirólise para craqueamento de petróleo (NUNES et al., 2007).
As aplicações mais comuns para os aços do tipo H incluem: equipamentos siderúrgicos, turbinas à gás, equipamentos de processamento químicos/petroquímicos e equipamentos para usinas de geração de energia. A letra que segue depois do H tem a função de classificar o material quanto ao seu teor de níquel e cromo (ASM, 1990), conforme ilustrado na Figura 5.
Figura 5: Nomenclatura dos aços inoxidáveis fundidos em função da composição destacando o aço enquadrado na classe “P”
Fonte: ASM (1990)
propriedades similares sob altas temperaturas. Desde então, vários estudos foram realizados em relação à evolução microestrutural e sua influência nas propriedades mecânicas a altas temperaturas. O entendimento desta relação tem motivado o desenvolvimento de novas gerações de aços de tempos em tempos (ALVINO et al., 2014; BARBABELA et al., 1991a; 1991b; DE ALMEIDA SOARESet al., 1992; DE ALMEIDA; RIBEIRO; LE MAY, 2002; NUNES et al., 2007).
O aprimoramento das propriedades intrínsecas para aplicações em alta temperatura nos aços inox austeníticos fundidos resistentes às altas temperaturas tem sido possível devido à adição de elementos que são fortes formadores de carbetos, como por exemplo, o nióbio e o ítrio. Esse é o caso do aço HP, que tem sua composição química detalhada na Tabela 1, sendo este aço comumente usado em componentes estruturais que trabalham em altas temperaturas, de até aproximadamente 1150ºC, sendo 927 °C uma temperatura comum de trabalho , sendo estes aços são especificados pela norma ASTM A297-10 (ASTM, 2010).
Tabela 1: Composição química (em Peso) HP do aço ASTM A297
Elemento Químico HP
C 0,35-0,75
Si 2,00 máx.
Cr 24,0-28,0
Ni 33,0-37,0
Fonte: ASTM (2010)
Os aços inoxidáveis fundidos do tipo HP apresentam elevada resistência quando submetidos a temperaturas elevadas. São muito usados em componetes tensionadas em aplicações estruturais e partes pressurizadas com temperaturas de até 1150°C. Apresentam boa resistência à corrosão por gases quentes, incluindo gases contendo enxofre, tanto em condições oxidantes como redutoras. Podem ser expostos ao ar, amônia, hidrogênio e sais neutros fundidos, sendo utilizados em peças de fornos e tubos, e além disso, as ligas HP são resistentes em atmosferas oxidantes como também carburizantes a altas temperaturas. A seguir, serão detalhadas a liga HP e a liga HP modificada com nióbio.
. . . O aço ASTM A
G HP
de fase , devido ao elevado teor do elemento estabilizador da austenita níquel. A microestrutura básica de um aço HP, sem adições de nióbio, é típica de um aço fundido resistente ao calor, apresentando matriz austenítica em todas as faixas de temperatura, de acordo com a composição química que resulta em valores de cromo e níquel equivalentes (OLSON, 1985) como destacado no diagrama de Schaeffler na Figura 6, sendo circundada por carbetos primários (Cr7C3),
principalmente na região interdendrítica, conforme mostra a Figura 7. Os valores de níquel e cromo equivalentes, que deverão ser calculados para se utilizar o diagrama de Schaeffler, são dados pelas equações 1 e 2:
Figura 6: Diagrama de Schaeffler Fonte: Schaeffler (1949)
í𝒒 𝒆𝒍 𝑬𝒒 𝒊 𝒂𝒍𝒆𝒏 𝒆 = % 𝒊 + 𝟑𝟎 × %𝑪 + 𝟎, 𝟓 × % 𝒏
(1)
Figura 7: Micrografia ótica de uma amostra de aço HP, com estrutura bruta de fusão Fonte: Barbabela et al. (1991b)
Os aços inoxidáveis fundidos resistentes a altas temperaturas, classe H, geralmente apresentam maiores teores de carbono do que os aços da classe equivalentes, resistentes à corrosão, classe C. Este maior teor de carbono justifica o aumento considerável que se obtém na resistência mecânica em altas temperaturas por meio da formação de uma fina precipitação na matriz austenítica (BARBABELAet al., 1991b). Nestas ligas, tanto na condição de estado bruto de fusão, como após resfriamento rápido a partir de altas temperaturas, muito do carbono fica retido em solução sólida supersaturada. O reaquecimento e a exposição às temperaturas de serviço favorecem a formação de pequenas partículas de carbetos secundários do tipo Cr23C6,
Figura 8: Precipitação de carbetos tipo Cr23C6 na liga HP envelhecida a 900°C/24 horas
Fonte: Olson (1985)
. . . O aço ASTM A
G HP odifi ado o Ni io
Figura 9: Microestrutura no estado bruto de fusão e carbetos primários Fonte: Adaptado de Castro (2012)
A adição de nióbio causa a desfragmentação da rede de carbetos primários, sendo esse efeito aumentado com uma maior adição de nióbio. Essa desfragmentação é considerada a responsável por minimizar a deformação por fluência que ocorrem entre os carbetos e a matriz. Outro efeito causado pela adição de nióbio no aço, na condição como fundido, é a mudança na estequiometria dos carbetos de cromo, passando de carbetos primários do tipo M7C3 para
carbetos do tipo M23C6, aumentando-se esse efeito conforme se aumenta o teor de nióbio (DE
ALMEIDA SOARES et al., 1992). Portanto, a exposição do aço à altas temperaturas e a adição de nióbio levam a precipitação secundária, resultando em precipitados mais finos e menos coalescidos quando comparado com a estrutura básica do aço HP sem a adição de nióbio, e assim, após certo tempo de trabalho e com a adição de nióbio na liga, pode-se obter grande estabilidade microestrutural em alta temperatura (NUNES et al., 2007) e consequentemente favorecendo a melhoria das propriedades mecânicas.
Devido a exposição do material a altas temperaturas, na faixa de 700 a 900°C, e o surgimento do efeito de envelhecimento, tem sido reportado por muitos pesquisadores (ALVINO, 2014; BARBABELA et al., 1991a; 1991b; DE ALMEIDA SOARES et al., 1992) a transformação do carbetos de nióbio (NbC) em uma nova fase, denominada fase “G”, que é composta de Ni16Nb6Si7 (POWELL; PILKINGTON; MILLER, 1988) . Essa fase foi detectada
em associação com carbetos de cromo, no momento em que o carbono do NbC é expelido e o nióbio se liga com níquel e silício formando a fase “G” (BARBABELA et al., 1991a; POWELL; PILKINGTON; MILLER, 1988).
Tabela 2: Fases detectadas em diferentes ligas e condições de envelhecimento Liga
Condição da
liga 0%NbA 0,69%NbB 1,23%NbC 1,97%NbD
Como fundida Cr7C3 Cr7C3 Cr7C3
-- - - Cr23C6
- NbC NbC NbC
Envelhecida a 700°C por
1000h
Cr7C3 ↓ Cr7C3 ↓ Cr7C3 ↓
-Cr23C6 ↑ Cr23C6 ↑ Cr23C6 ↑ Cr23C6 ↑
- NbC ↓ NbC ↓ NbC ↓
- G ↑ G ↑ G ↑
Envelhecida a 900°C por
1000h
Cr23C6 ↑ Cr23C6 ↑ Cr23C6 ↑ Cr23C6 ↑
- NbC ↓ NbC ↓ NbC ↓
- G ↑ G ↑ G ↑
Envelhecida a 1100°C por
1000h
Cr23C6 ↑ Cr23C6 ↑ Cr23C6 ↑ Cr23C6 ↑
- NbC ↑ NbC ↑ NbC ↑
As setas indicam aumento de fase(↑) e diminuição da fase(↓).
Fonte: De Almeida Soares et al. (1992)
A Figura 10 apresentada por Barbabela et al. (1991b) mostra as quatro microestruturas das ligas mostradas detalhadas na Tabela 2 e ilustra o efeito significativo da precipitação de carbetos como efeito do aumento do teor de nióbio.
Figura 10: Efeito da precipitação de carbetos causado pela adição de Nióbio. a)0 %. b)0,69%. c)1,23%. d) 1,97%
O gráfico de barras da Figura 11 evidencia o predomínio da quantidade de carbetos do tipo Cr7C3 na liga não modificada com nióbio e, na medida em que se aumenta o teor de nióbio,
a quantidade de carbetos de cromo primário diminui e aumenta-se a quantidade de carbetos de cromo secundário (Cr23C6) e de carbetos de nióbio (NbC). Então, a partir das análises destes
resultados, conclui-se que são obtidas fases mais estáveis, nas quais, os carbetos de cromo primários, que tem maior fração volumétrica e tamanho, quando se tornam secundários, passam a ter menor fração volumétrica e proporcionando melhores resultados de propriedades mecânicas a altas temperaturas, como no caso da resistência a fluência, devido ao bloqueio de mecanismos de deformação por deslizamento de discordâncias e escalada (DE ALMEIDA SOARESet al., 1992).
Figura 11: Gráfico de barras mostrando a fração em peso de cada tipo de carbeto formado identificado por meio de difração de raio-X e análise química do material como fundido, considerando suas relações estequiométricas
Fonte: De Almeida Soares et al. (1992)
. . . O Ca eto de Ni io
Figura 12: Efeito da adição de Nióbio na precipitação de carbetos secundários na matriz do aço, a coalescência de carbetos na região interdendrítica. A) Aço HP básico; B) Aço HP modificado com 1,97% de Nb
Fonte: Barbabela et al. (1991b)
Tal efeito é causado pela adição de nióbio, que associado ao carbono gera um carbeto fortemente ligado de geometria cúbica de corpo centrado, onde micrografias óticas apresentadas por De Almeida Soares et al. (1992) mostram os carbetos primários exibindo uma morfologia de “Escrita Chinesa” que pode ser vista pela Figura 13, em que o parâmetro de rede encontrado neste tipo de carbeto foi de 0,47 nm. Após o envelhecimento da liga em 700 e 900ºC o NbC mostrou instabilidade em frente aos elementos Níquel e Silício, que estavam dissolvidos na matriz, e assim passaram a formar a “Fase G” (YAN et al., 2011). Após o envelhecimento, devido à instabilidade do carbeto de Nióbio em temperaturas entre 700 e 927°C, praticamente todos são transformados em fase G, podendo-se considerá-las como fases ricas em nióbio.
Figura 13: a)Sistema de carbetos de Nióbio primários exibindo uma morfologia de escrita chinesa no aço em estado bruto de fusão (Ribeiro, 2000), b) Detalhe da morfologia de escrita chinasa
. . Co po ta e to e
i o de etais e alta te pe atu a
. . . Relaxaç o de te s o
Sempre que um sistema sofre uma desorganização do seu estado de equilíbrio inicial, cessando o agente externo que perturba seu estado de equilíbrio, este sistema readquire um novo estado de equilíbrio através de um estado de energia entre as diversas partes continuas do sistema (PENNA, 1981). Tal fenômeno termodinâmico é chamado de “relaxação”, sendo comum a todos os sistemas naturais, e quando a variável externa que perturba o sistema em equilíbrio é uma solicitação mecânica trativa, ocorre a relaxação de tensão como resultado de uma tendência de reorganização do sistema objetivando reestabelecer seu estado de entropia natural. A relaxação, ilustrada na Figura 14, é a soma da deformação por fluência estacionária e da deformação elástica, ou seja, um fenômeno viscoelástico.
Figura 14: Relaxação sob deformação constante para um modelo com fluência no estado estacionário e comportamento elástico. No item a), a deformação causa o comportamento tensão×tempo visto no item b) e o comportamento tensão-deformação no item c)
Fonte: Dowling (2007)
necessita de um tempo para absorver a deformação. Com o passar do tempo, movimentos causados por deformação inelástica ocorrem como indicado pela linha tracejada, e a deformação na mola, ou seja, a deformação elástica diminui, e como deve ser a deformação total imposta continua constante.
Nos processos de relaxação de tensão, a deformação total é constante e a redução de tensão, em temperatura constante, ocorre conforme a deformação elástica é convertida em deformação inelástica. A tensão irá decrescer com o tempo, e essa perda de tensão é denominado relaxação de tensão. Em um ensaio de relaxação, a tensão pode se tornar estável em longos ou curtos períodos de tempo dependendo de cada material, temperatura de ensaio e nível de deformação imposta e o que acontece é que uma fração das deformações elásticas são convertidas em deformações inelásticas, e a soma das duas deformações é a deformação total imposta, ε’ (DOWLING, 2007), conforme item (a) da Figura 14. Os tipos de deformação inelástica que ocorrem na relaxação de tensão são anelasticidade, plasticidade, microplasticidade, e fluência, que serão discutidas posteriormente (MANJOINE; VOORHEES, 1982). Materiais reais se comportam de maneira bem mais complexa do que o modelo reológico mostrado na Figura 14. Considere a relaxação de tensão que ocorre durante a deformação constante onde a deformação plástica e a fluência de transição são pequenas, assim, a taxa de deformação por fluência é relacionada com a tensão por uma função de potência dada pela equação 3:
𝜀̇
𝑐= 𝜎
(3)Como a deformação total, ε’, é mantida constante:
𝜀
𝑒+ 𝜀
𝑐= 𝜀
′, 𝜀̇
𝑒+ 𝜀̇
𝑐=
(4)Onde
ε
e= /E
(5). . . Defo aç o po flu
ia
Para se medir o quanto o material tende a sofrer uma deformação plástica sob ação de um carregamento, em temperatura ambiente, são realizados ensaios de tração. Neste tipo de ensaio, a tensão é obtida em função de uma deformação aplicada, sendo o começo da deformação permanente denominado como limite de escoamento do material e este comportamento não dependente do tempo. Antagonicamente, como essência, uma deformação por fluência é dependente do tempo ocorrendo em níveis de deformação que não atingem o limite de escoamento do material e, assim, em aplicações que envolvem altas temperaturas, a fluência se torna um importante fator para ser levado em consideração em projetos de engenharia (BHADESHIA, 2003).
Para metais e cerâmicas cristalinas, as deformações por fluência se tornam de grande importância a partir de uma faixa de temperatura que abrange de 30 à 60% da temperatura de fusão. Assim, a seleção de materiais apropriados para serviços à altas temperaturas se torna crítico em um projeto. Metais típicos aplicados em altas temperaturas são aqueles que contêm elementos de liga como Níquel, Cromo, Molibdênio e Cobalto. Devido à adição destes elementos de liga, que são de alto custo, os materiais que trabalham em altas temperaturas são extremamente caros. Uma maneira para se aumentar a resistência de um material contra os efeitos da fluência é a modificação microestrutural pela adição de elementos que são fortes formadores de carbetos estáveis, como por exemplo, o nióbio, titânio, tungstênio (BHADESHIA, 2003).
Para obter conhecimento das propriedades de fluência dos materiais é necessário a realização de ensaios mecânicos que consistem em aplicar uma tensão axial constante na temperatura de interesse. Assim, a deformação do corpo de prova causada por fluência é medida em função do tempo. A tensão e a temperatura vão influenciar o tempo de ensaio em uma faixa que pode ir de minutos, para temperaturas e cargas relativamente altas, ou alcançar tempos de ensaio que duram anos, para temperaturas e cargas relativamente baixas, até que o corpo de prova venha a colapsar.
Figura 15: Curva de deformação em função do tempo de um ensaio de ruptura por fluência Fonte: Dieter (1981)
O comportamento observado de um ensaio de fluência consiste em:
Deformação elástica inicial,
ε
0: Ao aplicar a carga no material, o mesmo irá se deformarelasticamente.
Fluência Primária: Se inicia com alta taxa de deformação por fluência que vai decrescendo com o tempo.
Fluência secundária: Nesta etapa, a taxa de deformação 𝜀̇ por fluência se torna constante em relação ao tempo devido ao fato de existir um balanço entre o endurecimento por encruamento e posterior mudança da microestrutura por uma recuperação dinâmica. Fluência terciária: Aqui a taxa de deformação acelera com relação ao tempo. Uma razão
para que isso aconteça é que começa a estricção da área útil do corpo de prova e a tensão real aumenta. No entanto, a fluência terciária pode ocorrer antes do início da estricção, sendo induzida pelo acumulo de danos por fluência.
. . . Me a is os de defo aç o po Flu
ia
Figura 16: Mapa de deformação esquemático Fonte: Frost (1982)
Como visto no mapa, a fluência difusional pode ocorrer em tensões relativamente baixas e, no entanto, requerem altas temperaturas relativas. Este mecanismo envolve o movimento de átomos e vacâncias dentro da rede cristalina no grão, como ilustrado pela Figura 17. Esse tipo de deslizamento é necessário para que a deformação continue quando o processo de deslizamento é obstruído, como por exemplo, pela presença de precipitados (DOBES, 1983; LANGDON, 2000).
Já a fluência por escalada envolve um grande deslizamento de defeitos lineares, consequentemente, altas tensões são necessárias, porém esse efeito pode ocorrer em temperaturas intermediárias onde a fluência difusional é pequena. Considere a Figura 18, devido ao efeito de uma tensão aplicada, um deslizamento de planos acontece internamente entre as superfícies de planos cristalinos. Encontrando um obstáculo, tal como um precipitado, maior deformação é necessária para que o deslizamento se mova para outro plano cristalino, sendo denominada escalada. O efeito acumulativo de um grande número de eventos, tal como a escalada, permitem um maior deslizamento, ocorrendo maior deformação macroscópica. A deformação é dependente do tempo, pois, o movimento por escalada é dependente do tempo (DOWLING, 2007).
Figura 18: Mecanismo de Deslizamento de discordância, com a escalada após interrupção do deslizamento pelo precipitado
Fonte: Dowling (2007)
. . F atu a i te g a ula e elevadas te pe atu as
matéria ou fluência no interior do grão, visto no grão 2, podem ser acomodadas por fluxo plástico ou por fluência não uniforme, conforme o grão 3. Mas se existir incompatibilidade criada pelo deslizamento e ele não for acomodado por qualquer uma dessas maneiras, então vazios ou trincas podem acontecer no contorno de grão, que se encontram aproximadamente perpendicular ao eixo de tensão aplicada como mostram os grão 4 e 5. Este tipo de dano intergranular é particularmente associado com a deformação por fluência por uma lei de potência.
Figura 19: Deslizamento de contorno de grão que pode ser acomodado elasticamente (1), por fluxo de matéria ou fluência no interior do grão (2), por fluência não uniforme (3), e se não isso não acontecer nuclearão trincas (4) e vazios (5) que concentram tensões
Fonte: Edward e Ashby (1979)
Contornos de grão são considerados como defeitos em materiais policristalinos, que por sua natureza, introduzem no material uma interrupção nos padrões de repetição de longas distâncias em estruturas cristalinas, e o seu modelamento é dificultado por cinco variáveis angulares macroscópicas e um número muito maior de coordenadas microscópicas. Foram desenvolvidos modelos para estruturas de contornos de grão em que podem ser descritas como unidades de empacotamento poliédricas (ASHBY; SPAEPEN; WILLIAMS, 1978). De acordo com o modelo representativo, feito com esferas rígidas de 2 mm construído por Ashby, Spaepen e Williams (1978), conforme Figura 20, pode-se deduzir que a concentração de tensão em um escorregamento de grão, que causa fratura intergranular, é um efeito da possível forma geométrica gerada entre a ligação dos átomos no contorno
Figura 20: Detalhe do contorno de grão formando concentradores de tensão Fonte: Ashby, Spaepen e Williams (1978)
. . . Vazios fo ados e o to os de g o liv es de i lus es e a p ese ça
de i lus es
Figura 21: Geometria dos vazios em contorno livre de inclusões Fonte: Raj e Ashby (1975)
Figura 22: Vazios que podem ser formados em contornos de grão na presença de inclusões em contorno de grão
O escorregamento de contorno de grão através de uma inclusão deve ser de algum modo acomodado e, se o escorregamento for grande para ocorrer um acomodamento elástico, então a acomodação será por fluxo plástico ou difusional gerando a propagação do vazio no material. Assim, o vazio formado, seja livre ou na presença de inclusão, quando submetido a uma tensão, mesmo que baixa, gera um campo de deformação inelástica devido à concentração de tensão causada pelo vazio em contorno de grão.
. . Cu va Te s o ve sus Defo aç o;
A deformação além do limite de escoamento do material obtida em um ensaio de tração, é uma deformação não dependente do tempo, denominada deformação plástica, sendo caracterizada por ser uma deformação permanente, frequentemente ocorrendo de forma localizada em concentradores de tensão
O descarregamento da curva do ensaio de tração visto na Figura 23, cria uma linha paralela à linha de carregamento elástico inicial. Assim, a deformação total “ɛ” é composta de duas componentes, sendo a componente de deformação elástica, ɛe = /E, e uma componente
plástica, ɛp (DOWLING, 2007).
Figura 23: Componentes de deformação elástica e plástica Fonte: Dowling (2007)
𝜀 =
𝜎 ⁄ (6)Assim, a deformação total pode ser escrita como a relação de Ramberg-Osgood, como demonstrado pela equação 7:
𝜀 = 𝜀
𝑒+ 𝜀 =
𝜎𝐸+
𝜎 ⁄ (7)Onde:
ɛ = Deformação total; ɛe = Deformação elástica;
ɛp = Deformação plástica;
= Tensão;
E = Módulo de elasticidade; K = Coeficiente de resistência;
n = Expoente de encruamento monotônico.
. . . De sidade de dis o d
ias
. . . E ua e to
Em uma curva de um ensaio de tração típico, após os metais começarem se deformar plasticamente acima do limite de proporcionalidade, a, como ilustrado pela Figura 24, a tensão ainda continua a aumentar, e esse aumento no fluxo de tensão é reflexo de um aumento na resistência do material causado pela deformação e acumulo de discordâncias. Este aumento na resistência do material é real, pois se houver um descarregamento na tensão, destacada pelo ponto b na Figura 24, no recarregamento a magnitude de tensão será a mesma. Munido de que este experimento não ocorra em uma temperatura na qual o material irá recuperar dinamicamente, a tensão ao recarregar o material irá alcançar a mesma magnitude de antes do descarregamento, b, continuando o fluxo de tensão e aumento de resistência. Para deformar
plasticamente o material do ponto a para o ponto b, haverá um aumento das tensões e isso está intimamente ligado ao acumulo e mudanças de discordâncias do material durante a deformação.
Figura 24: Curva tensão-deformação de engenharia típica de um metal Fonte: Reed-Hill e Abbaschian (1994)
obtidos e estes dados correspondem a corpos de prova com diferentes tamanhos médios de grão. Observa-se que todos dados plotados permanecem sobre uma mesma linha.
Figura 25: Curva esquematica tensão-deformação de engenharia típica de um metal para diferentes níveis de deformação
Fonte: Reed-Hill e Abbaschian (1994)
Figura 26: Variação da tensão pela raiz quadrada da densidade de discordâncias para corpos de prova de Liga de titânio deformado em temperatura ambiente
Dados de ensaios como os mostrados pela Figura 26 dão suporte à suposição de que as tensões variam diretamente com a raiz quadrada da densidade de discordâncias, assim, para materiais policristalinos temos a relação de Hall-Petch modificada, dada pela equação 8:
𝜎 = 𝜎 + 𝜌
⁄ (8)Onde é a tensão medida, 0 é a tensão obtida por extrapolação quando a raiz quadrada
da densidade de discordâncias tender a zero e k é uma constante do material.
. . . Co po ta e to í li o te s o-defo aç o
O comportamento tensão-deformação obtido de um ensaio monotônico de tração ou compressão pode ser bem distinto do resultado obtido em um ensaio cíclico. Para o comportamento por carregamento cíclico, o limite de escoamento pode variar comparado ao ensaio monotônico devido ao efeito Baushinger causado pela deformação inelástica inserida pelo descarregamento do ciclo. Assim, um único reverso que gera deformação inelástica pode mudar o comportamento tensão-deformação de metais (DIETER, 1981; STEPHENS, 2001). Com o passar dos ciclos, o material pode sofrer um efeito de encruamento ou um efeito de amolecimento, acarretando em mudanças no comportamento de tensão-deformação. O efeito de encruamento, indica a tendência do material em aumentar a resistência contra a deformação e o efeito de amolecimento indica o contrário (DOWLING, 2007).
Figura 27: Efeito de encruamento com o decorrer dos ciclos Fonte: Dowling (2007)
Figura 28: Comportamento tensão-deformação obtido de um ciclo após ser estabilizado Fonte: Stephens (2001)
A curva estabilizada pode ser obtida pela equação 9:
' 1
'
2
2
n
K
E
(9)
