ESCOLA DE ENGENHARIA DE LORENA
CAUÊ PETTERMANN CARVALHO
CARACTERIZAÇÃO DAS PROPRIEDADES MONOTÔNICAS E CÍCLICAS DE UM AÇO LNE 380, COM ÊNFASE NA VIDA EM FADIGA
Lorena – SP 2018
CARACTERIZAÇÃO DAS PROPRIEDADES MONOTÔNICAS E CÍCLICAS DE UM AÇO LNE 380, COM ÊNFASE NA VIDA EM FADIGA
Trabalho de conclusão de curso apresentado à Escola de Engenharia de Lorena - Universidade de São Paulo como requisito parcial para conclusão da Graduação do curso de Engenharia de Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Carlos Antonio Pereira Baptista
Lorena – SP 2018
À minha família e amigos, que me proporcionaram o equilíbrio necessário para a produção desta pesquisa. Aos atuais e futuros pesquisadores que possam vir a aproveitar essa produção.
AGRADECIMENTOS
Primeiramente à ciência, com a qual o universo e seus lindos frutos podem ser explicados e sem a qual a realização deste trabalho seria impossível.
Ao Prof. Dr. Carlos Antonio Reis Pereira Baptista pela orientação, paciência e todo auxílio dado na execução desta pesquisa.
Ao Dr. Gustavo Borges Amorim e toda a MAN LATIN AMERICA – VOLKSWAGEN, pelo fornecimento do material de trabalho e por abrirem as portas e permitirem uma visita bem esclarecedora na fábrica.
Ao Prof. Dr. Antonio Jorge Abdalla pelas conversas que permitiram iluminação e ideias para a pesquisa.
Ao Francisco de Paiva Reis, com todo o auxílio dado na execução dos ensaios mecânicos. À EEL-USP, pela maravilhosa graduação fornecida e pela infraestrutura que permitiu a execução deste projeto de pesquisa.
Ao IEAv pela infraestrutura que ajudou na análise de micrografias.
A todos os meus familiares e amigos que estiveram ao meu lado, dando energia e dicas para a elaboração da pesquisa e confecção do texto do trabalho de graduação.
Meu objetivo é simples. É a compreensão completa do universo, por que ele é assim e por que existe.
RESUMO
O estudo de fadiga é muito importante para componentes sujeitos a vibrações e cargas cíclicas, uma vez que as falhas mecânicas são majoritariamente constituídas por esse mecanismo. Em aços ARBL, o estudo faz-se presente, uma vez que são muito utilizados na indústria automobilística, cuja aplicação está sujeita a cargas cíclicas. No estudo em questão, o aço analisado é o microligado LNE 380, aplicado pela MAN LATIN AMERICA – VOLKSWAGEN na fabricação de componentes para caminhões. Foram analisadas as propriedades monotônicas e cíclicas do aço LNE 380, por meio de ensaios de tração, microdureza e fadiga por flexão rotativa com viga em balanço. A microestrutura do material também foi analisada, sendo ela para diferentes superfícies relacionadas ao sentido da laminação a quente sofrida pelo metal. ela foi analisada via microscópio óptico e eletrônico de varredura (MEV), fazendo também uma análise da superfície de fratura por fadiga com este último. Além disso, com a curva S-N gerada pelo ensaio de fadiga, foram geradas curvas de projeto R95C90 para diferentes números de amostras. O material apresentou uma microestrutura bimodal fina, com grãos mais refinados na superfície. Em termos de propriedades mecânicas, o aço apresentou comportamento dúctil, porém com alta resistência mecânica (acima dos valores dados pelo certificado de qualidade), além um bom comportamento em fadiga, sendo este bem acima dos valores estimados. As curvas R95C90 indicaram um bom comportamento para todas as condições, inclusive aquelas com menores números de amostras.
ABSTRACT
Fatigue’s study is very important for components subjected to vibrations and cyclic loads, since mechanical failures are mainly constituted by this mechanism. In HSLA steels, the study is present, since they are widely used in the automobile industry, whose application is subject to cyclical loads. In this study, the steel analyzed is the LNE 380 microalloyed, applied by MAN LATIN AMERICA - VOLKSWAGEN in truck’s components manufacturing. Monotonic and cyclic properties of the LNE 380 steel were analyzed by means of traction, microhardness and fatigue tests by bending by rotating cantilever. Material’s microstructure was also analyzed, being it for different surfaces related to the direction of the hot rolling suffered by the metal, it was analyzed by optical and scanning electron microscopy (SEM), also analyzing the surface of fatigue fracture with this last one. In addition, with the S-N curve generated by the fatigue test, R95C90 design curves were generated for different sample size. The material presented a fine bimodal microstructure, with more refined grains on the surface. In terms of mechanical properties, the steel presented a ductile behavior, but with a high mechanical resistance (above the values given by the quality certificate), besides a good behavior in fatigue, being well above the estimated values. The R95C90 curves indicated good behavior for all conditions, including those with lower sample sizes.
LISTA DE ILUSTRAÇÕES
Figura 1 - Pinagem do contorno de grão através de uma partícula de segunda fase, pelo
mecanismo de Zener. ... 19
Figura 2 - Efeito da adição de carbeto de nióbio e o tamanho de seus precipitados no limite de escoamento de um aço ... 23
Figura 3 - Curva tensão-deformação de engenharia ... 26
Figura 4 - Comparação entre as curvas tensão-deformação verdadeira e de engenharia ... 28
Figura 5 - Microestrutura de falha via MEV, sendo (a) fratura dúctil com presença de alvéolos (ou dimples), (b) fratura intergranular, (c) fratura por clivagem e (d) fratura por fadiga, com presença de estrias ... 30
Figura 6 - Esquema da falha por micromecanismo (a) alveolar, (b) de clivagem e (c) intergranular... 31
Figura 7 - Imagem de uma fratura por fadiga iniciada a partir de uma inclusão, sendo (a) uma visão do ponto de nucleação e (b) uma visão geral da superfície de fratura ... 32
Figura 8 - Esquema da iniciação e propagação de trinca por fadiga ... 33
Figura 9- Esquema das marcas de praia e estrias, componentes típicas da fratura por fadiga ... 34
Figura 10 - Curva S-N para um pequeno número de amostras ... 36
Figura 11 - Exemplo de curva R95C90 para um suposto ensaio de tração ... 37
Figura 12 - Esquema de um ensaio de fadiga por flexão rotativa... 41
Figura 13 - Esquema de máquinas de ensaio de fadiga por flexão rotativa, sendo (a) normal e (b) por viga em balanço ... 42
Figura 14 - Curva S-N esquemática para aços ... 43
Figura 15 - Fator de superfície Cs em função de σr (MPa), para diferentes rugosidades ... 46
Figura 16 - Fatores de tamanho de amostra, em função do diâmetro ... 46
Figura 17 - Corpos-de-prova de tração, sendo (a) o desenho com suas devidas dimensões e (b) os reais corpos-de-prova utilizados ... 48
Figura 18 - Corpo-de-prova de fadiga por flexão rotativa, sendo (a) o desenho com as devidas dimensões em milímetros e (b) os corpos-de-prova utilizados no trabalho ... 49
Figura 19 - Máquina de ensaios mecânicos EMIC DL 10000. ... 51
Figura 21 - Escala da máquina de ensaio de fadiga por flexão rotativa. ... 57
Figura 22 - Contador de ciclos e velocímetro da máquina de ensaio de fadiga por flexão rotativa. ... 57
Figura 23 - Estereoscópio Zeiss modelo Discovery V8. ... 59
Figura 24 - Politriz da marca Arotec modelo Aropol 2V. ... 61
Figura 25 - Microscópio Eletrônico de Varredura (MEV) da marca HITACHI modelo TM3000. ... 61
Figura 26 - Cortadora metalográfica da Teclago modelo CM 60E. ... 62
Figura 27 - Microscópio óptico da Zeiss modelo Imager A2m. ... 64
Figura 28 - Microdurômetro da Future-Tech modelo FM-700. ... 65
Figura 29 - Micrografias do aço LNE 380 via microscópio óptico, com ampliações de 500x, sendo (a) da superfície longitudinal ao sentido de laminação, (b) transversal e (c) na própria superfície de laminação... 66
Figura 30 - Micrografia de um aço LNE 380 via MEV, com ampliação de 6000x ... 68
Figura 31- Micrografia via MEV do microconstituinte perlítico em aço LNE 380 ... 69
Figura 32 - Micrografias de um aço LNE 380, sem ataque químico, sendo (a) uma ampliação de 100x, (b) 200x e (c) 500x ... 70
Figura 33 - Imagem via estereoscópio da superfície de fratura de um corpo-de-prova de um aço LNE380, após o ensaio de tração ... 73
Figura 34 - Curva tensão-deformação de engenharia do CDP2, de um aço LNE 380 . 76 Figura 35 - Curva S-N do aço LNE 380 ... 77
Figura 36 - Curvas de projeto R95C90 de um aço LNE 380, configuradas a partir de 2, 3 e 4 amostras por nível de tensão ... 79
Figura 37 - Visão geral da superfície de fratura por fadiga em um aço LNE 380 via MEV. Ampliação de 50x ... 80
Figura 38 - Micrografias da iniciação da trinca por fadiga em um aço LNE 380 para ampliações diferentes via MEV. Sendo (a) 250x e (b) 1000x ... 81
Figura 39 - Análise da superfície de um corpo-de-prova de fadiga, de um aço LNE 380, via estereoscópio. Ampliação de 80x ... 82
Figura 40 - Análise da região da propagação de trinca por fadiga, em um aço LNE 380. Ampliação de 2000x ... 83
Figura 41 - Região da ruptura final em um aço LNE 380, ensaiado por fadiga. Ampliação de 1000x ... 84
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 - Divisão dos aços ARBL e suas principais características ... 16
Tabela 2 - Alguns precipitados encontrados nos aços ARBL ... 18
Tabela 3 - Coeficientes empíricos bi (i = 1, 2, 3, 4) para Kowen ... 39
Tabela 4 - Coeficientes empíricos ci (i = 1, 2, 3) para Kowen ... 39
Tabela 5 - Fatores de Kowen para limites de tolerância de Owen aproximados ... 40
Tabela 6 - Fatores de confiabilidade, CR ... 45
Tabela 7 - Fatores de carregamento, CL, em aços ... 45
Tabela 8 - Composição química do aço LNE 380 utilizado no trabalho. ... 47
Tabela 9 - Valores de microdureza Vickers para amostras relacionadas a diferentes superfícies de um aço LNE 380, em relação à laminação ... 71
Tabela 10 - Valores de alongamento e redução em área para corpos-de-prova de um aço LNE 380, após ensaio de tração ... 72
Tabela 11 - Tabela de propriedades mecânicas obtidas pela curva tensão-deformação de engenharia, de um aço LNE 380 ... 73
Tabela 12 - Tabela de propriedades relacionadas à energia absorvida durante a deformação, para um aço LNE 380... 75
Tabela 13 - Propriedades relacionadas à curva tensão-deformação verdadeira, para um aço LNE 380 ... 75
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
ARBL Alta resistência baixa liga
ASTM American Society for Testing and Materials
CDP Corpo-de-prova
CURVA S-N Curva tensão X número de ciclos
CURVA R95C90 Curva com 95% de confiabilidade 90% de nível de confiança EBSD Electron Back-Scattering Diffraction
HV Dureza Vickers (do inglês “Hardness Vickers”) MAN Maschinenfabrik Augsburg-Nürnberg
MEV Microscópio eletrônico de varredura ODF Orientation Distribution Function SAE Society of Automotive Engineers
SUMÁRIO 1. INTRODUÇÃO ...13 2. OBJETIVOS ...15 3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ...16 3.1 AÇOS MICROLIGADOS ... 16 3.1.1 Precipitação na austenita ... 20
3.1.2 Precipitação durante a decomposição da austenita ... 21
3.1.3 Precipitação na ferrita ... 21
3.1.4 Efeito dos elementos de liga ... 21
3.1.4.1 Efeito do vanádio ... 21
3.1.4.2 Efeito do nióbio ... 22
3.1.4.3 Efeito do titânio ... 23
3.2 TRAÇÃO ... 24
3.2.1 Curva tensão-deformação de engenharia ... 24
3.3 ASPECTOS MICROESTRUTURAIS DA FRATURA ... 29
3.4 FADIGA ... 31
3.4.1 Etapas do processo de fadiga ... 32
3.4.3 Fadiga controlada por tensão – Curvas S-N ... 34
3.4.5 Curva de projeto R95C90 ... 37
3.4.6 Ensaio de fadiga por flexão rotativa ... 40
4. MATERIAL E MÉTODOS ...47 4.1 MATERIAL ... 47 4.2 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL ... 47 4.2.1 Corpos-de-prova ... 47 4.2.1.1 Corpos-de-prova de tração ... 47 4.2.1.2 Corpos-de-prova de fadiga ... 49
4.2.2 Ensaio de tração ... 50
4.2.2.1 Propriedades da curva tensão-deformação de engenharia ... 52
4.2.2.2 Propriedades da curva tensão-deformação verdadeira ... 54
4.2.3 Ensaio de fadiga... 55
4.2.4.1 Levantamento das curvas R95C90 ... 58
4.2.5 Análise via estereoscópio ... 59
4.2.4.1 Análise da fratura de tração ... 59
4.2.4.2 Análise do corpo-de-prova de fadiga via estereoscópio ... 59
4.2.5 Análise da microestrutura de falha em MEV ... 60
4.2.4 Caracterização microestrutural ... 62
4.2.4.1 Corte metalográfico ... 62
4.2.4.2 Preparação metalográfica ... 62
4.2.4.3 Ataque químico ... 63
4.2.4.4 Caracterização microestrutural via microscópio óptico ... 63
4.2.4.5 Caracterização microestrutural via MEV ... 64
4.2.5 Ensaio de microdureza Vickers ... 64
5. RESULTADOS E DISCUSSÃO ...66 5.1 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL ... 66 5.2 ANÁLISE DE MICRODUREZA ... 71 5.3 ENSAIO DE TRAÇÃO ... 71 5.4 ENSAIO DE FADIGA ... 76 5.4.1 Curvas R95C90 ... 78
5.4.2 Análise de fratura em fadiga ... 80
6. CONCLUSÕES...85
1. INTRODUÇÃO
A área automobilística visa cada vez mais uma redução no peso e na emissão de CO2, sendo assim, aços de alto desempenho, como os de alta resistência e baixa liga ARBL, são bem desejados para a área em questão (PHILIPPOT; FÖJER; DUPREZ, 2015). Dentre os aços ARBL estão os microligados, os quais apresentam baixa adição de elementos como titânio, nióbio e vanádio. A adição destes elementos de liga gera um aumento da resistência mecânica do aço, uma vez que por serem reativos com o carbono e o nitrogênio, geram precipitados finos (da ordem de alguns nanômetros), que além de bloquearem as discordâncias, geram um refino de grão. Os aços microligados apresentam várias aplicações como tubulações (oleodutos e gasodutos), carros, vasos de pressão e navios (GLADMAN, 1997; ASM, 2004; BREKAILO, 2015; ZHAO et al., 2015). No trabalho em questão, o aço utilizado é o LNE 380, o qual é aplicado pela MAN LATIN AMERICA – VOLKSWAGEN em caminhões. O aço LNE 380 é aplicado em longarinas de veículos comerciais leves, médios, pesados e extrapesados, em travessas e em suportes como para-barro, caixas de bateria, caixas de direção, reservatório de ar, suportes de cabine e suporte para suspensão. Outros aços da mesma família podem ser utilizados para essas aplicações, como o LNE 280, LNE 500 e LNE 600, mas o LNE 380 é aplicado por conta de uma seleção de materiais em projetos de engenharia via propriedades monotônicas e cíclicas, de forma que o seu custo-benefício é o melhor, fator altamente atrelado à propriedade de fadiga.
A fadiga é uma das principais causas de falhas mecânicas, uma vez que sua incidência ocorre com o decorrer do tempo, mesmo que uma peça esteja adequada com os parâmetros de projeto. As vibrações e movimentos cíclicos são os responsáveis pela ocorrência da fadiga, gerando no material uma trinca, iniciada por uma deformação plástica localizada, a qual se propaga e gera uma ruptura final, abrupta da peça (DIETER; BACON, 1988; LEE et al., 2005; OKUMA, 2014). Em caminhões, que estão sujeitos a vibrações constantes, ainda mais em estradas, as quais muitas vezes não estão pavimentadas, com presença de buracos e outros problemas na via, o estudo de fadiga torna-se importante para saber a vida útil dos componentes, de forma a evitar acidentes atrelados a esse mecanismo de falha. Embora existam métodos que possam estimar propriedades relacionadas à fadiga a partir de parâmetros advindos de ensaios
monotônicos, o ensaio de fadiga é sempre importante para se ter uma melhor percepção do fenômeno, de forma a poder evitar possíveis falhas e poder gerar lucro às empresas. No trabalho em questão, o aço LNE 380 será ensaiado em fadiga por flexão rotativa por viga em balanço, de forma a gerar sua curva S-N e obter as propriedades atreladas a ela, de forma a auxiliar a MAN LATIN AMERICA – VOLKSWAGEN a gerar sua biblioteca de propriedades cíclicas e monotônicas. Além da curva S-N, serão obtidas curvas de projeto R95C90, para diferentes números de amostras, de forma a se gerar uma confiança para o ensaio e determinar a quantidade de amostras necessária, em termos de custo-benefício, para produzir essa curva, de forma a auxiliar em estudos futuros.
2. OBJETIVOS
2.1 OBJETIVO GERAL
O trabalho em questão visa analisar o comportamento mecânico, com levantamento das propriedades monotônicas e cíclicas de um aço microligado ferríta-perlita, LNE 380. Uma maior ênfase será dada para a curva S-N do aço, realizada através do ensaio de flexão rotativa por viga em balanço e posterior levantamento de curvas de projeto R95C90 e análise da superfície de fratura do material.
2.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS
Ao atingir o objetivo em questão, a obtenção de outros objetivos pode ser destacada:
• Analisar a microestrutura do material, para amostras com diferentes orientações em relação ao sentido de laminação;
• Averiguar a presença de inclusões no material;
• Analisar a microdureza referente às diferentes orientações;
• Levantar propriedades mecânicas relacionadas ao ensaio de tração; • Comparar curvas R95C90 para diferentes números de amostra; • Correlacionar microestrutura e propriedades mecânicas.
3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
3.1 AÇOS MICROLIGADOS
Aços de alta resistência e baixa liga (ARBL) encontram-se dentro do grupo dos aços de baixo carbono, com a composição deste elemento variando de 0,25 até 0,50% em peso. A baixa adição química de carbono traz a essa classe de aços uma adequada plasticidade e soldabilidade, além disso, esse material apresenta uma maior resistência mecânica e à corrosão, se comparado a outros tipos aços laminados (ASM, 2004; BREKAILO, 2015).
Além das usuais adições de carbono e manganês (podendo chegar até 2,0% em peso deste elemento), outros elementos de liga, como cromo, níquel, molibdênio, cobre, nitrogênio, vanádio, nióbio, titânio e zircônio podem ser adicionados aos aços ARBL, em pequenas quantidades. A adição destes permite à classe atingir níveis de limite de escoamento acima de 275 MPa (ou 40 ksi) (ASM, 2004).
Os aços ARBL são divididos em sete grupos, podendo um aço específico pertencer em mais de um destes. No estudo em questão, o aço utilizado pode ser classificado microligado ferrita-perlita (BREKAILO, 2015). Os grupos são descritos na Tabela 1.
Tabela 1 - Divisão dos aços ARBL e suas principais características
(continua)
Categoria Principais características
Aços resistentes à intempéries
Contêm pequenas quantidades de elementos de liga, tais como cobre e fósforo, para uma melhor resistência à corrosão atmosférica e endurecimento por solução sólida
Tabela 1 – Divisão dos aços ARBL e suas principais características
(conclusão)
Categoria Principais características
Aços microligados
Contêm pequenas adições (geralmente, menos do que 0,10% em peso), de elementos formadores de carbetos e nitretos, como nióbio, vanádio e titânio para endurecimento por precipitação e refino de grão
Aços perlítico laminados
Podem incluir os aços carbono-manganês, mas também podem ter pequenas adições de outros elementos de liga para aumentar a resistência mecânica, tenacidade, conformabilidade e soldabilidade
Aços bainíticos de baixo carbono
São aços baixo carbono (<0,08% C) com uma excelente combinação de alto limite de escoamento, soldabilidade, conformabilidade e boa tenacidade
Aços dual-phase
Aços com uma microestrutura de martensita dispersa numa matriz ferrítica, proporcionando uma boa combinação de ductilidade e alto limite de resistência à tração
Aços com inclusões de formato controlado
Aços com ductilidade e tenacidade à fratura otimizadas pela adição de cálcio, zircônio, titânio ou terras raras, com o objetivo de alterar a morfologia das inclusões de óxidos e sulfetos, do formato alongado para o esférico
Aços resistentes à fragilização por hidrogênio
Com baixos teores de carbono e enxofre, inclusões de formato controlado e baixa segregação de manganês, além de teores de cobre maiores que 0,26% (em peso) Fonte: BREKAILO, T. Estudo comparativo da recristalização nos aços SAE 1006 e ARBL LNE 380.
2015. 114f. Dissertação de mestrado – Universidade Estadual de Ponta Grossa, Ponta Grossa, 2015, p 21.
Dentre os aços ARBL, pode-se encontrar os aços microligados, os quais são caracterizados pela sua pequena adição de nióbio, vanádio e titânio a um aço com composição básica de carbono e manganês (ASM, 2004; FARSETTI; BLARASIN, 1988). Sua microestrutura é constituída basicamente por perlita e ferrita (FARSETTI;
BLARASIN, 1988). Os elementos adicionados em pequenas quantidades, nestes tipos de aços são chamados de microligantes, uma vez que suas adições variam de 0,001 a 0,1% em peso e possuem forte interação com o carbono e nitrogênio. Além disso a adição destes podem ocorrer tanto individualmente quanto de forma combinada (BREKAILO, 2015).
Nos aços microligados há a presença de precipitados, dentre os quais é possível apontar nitretos, carbetos ou carbonitretos dos elementos microligantes (Ti, V, Nb), os quais são dissolvidos em altas temperaturas e precipitam em baixas temperaturas. A relação da precipitação destas fases é de extrema importância para os aços microligados, uma vez que é um dos dois mecanismos de endurecimento deste material, sendo o outro o refino de grão (FARSETTI; BLARASIN, 1988; ZHAO et al., 2015). Os principais precipitados em aços ARBL são descritos na Tabela 2.
Tabela 2 - Alguns precipitados encontrados nos aços ARBL
Elementos Principais precipitados
Nióbio Nb(C, N); Nb4C3
Vanádio V(C, N); V4C3; VN
Nióbio + molibdênio (Nb, Mo)C
Cobre + nióbio Cu, Nb (C, N)
Titânio Ti(C, N)
Alumínio AlN
Fonte: BREKAILO, T. Estudo comparativo da recristalização nos aços SAE 1006 e ARBL LNE 380.
2015. 114f. Dissertação de mestrado – Universidade Estadual de Ponta Grossa, Ponta Grossa, 2015, p 23.
O aumento da resistência ligado à precipitação nos aços microligados se dá por conta de os precipitados serem coerentes ou semi-coerentes com a matriz e apresentarem tamanho nanométrico, de forma a barrarem o movimento de discordâncias (BREKAILO, 2015).
É possível estabelecer uma relação entre o refino do grão e o endurecimento por precipitação nos aços microligados. Se os precipitados estiverem devidamente distribuídos e forem suficientemente finos, ocorre o fenômeno da pinagem de Zener, através da qual uma partícula fina retarda o movimento de um contorno de grão do
material, de forma a haver inibição do crescimento de grão (GLADMAN, 1997). O mecanismo em questão pode ser visualizado na Figura 1.
Figura 1 - Pinagem do contorno de grão através de uma
partícula de segunda fase, pelo mecanismo de Zener.
Fonte: GLADMAN, T. The Physical Metallurgy of Microalloyed Steels. 1 ed. Londres: The Institute of
Materials, 1997.
Além do aumento da resistência mecânica, esse tipo de material apresenta vantagens como uniformidade de propriedades ao longo de sua espessura e boa usinabilidade, aliadas a uma redução de distorção e tensões residuais. A razão disso se traz por conta de não haver necessidade da têmpera e revenido, uma vez que a precipitação nestes materiais ocorre no próprio processo de conformação, durante o resfriamento após a laminação a quente (FARSETTI; BLARASIN, 1988).
Além das vantagens em termos de propriedades aliadas aos aços microligados e seu processo de conformação, outro ponto importante a ser notado se dá economicamente. O custo da fabricação desses aços pode ser reduzido com a substituição de elementos microligantes mais caros por outros mais baratos, como molibdênio e níquel (FARSETTI; BLARASIN, 1988).
Com relação às aplicações desse tipo de aço, podem ser citadas tubulações (oleodutos e gasodutos), carros, vasos de pressão, navios e caminhões, como o enfoque deste trabalho (BREKAILO, 2015).
A precipitação de nitretos e carbetos pode ser influenciada pela transformação da austenita em ferrita. Como já descrito, a dissolução desses precipitados de segunda fase ocorre em altas temperaturas e a precipitação em temperaturas mais baixas, assim sendo, a dissolução ocorrendo em um campo austenítico possibilita uma série de opções para um novo processo de precipitação em temperaturas mais baixas. Sendo essas opções a precipitação na austenita durante a laminação, na interface ferrita/austenita durante a transformação ou na ferrita supersaturada, durante o resfriamento final (GLADMAN, 1997; BREKAILO, 2015).
3.1.1 Precipitação na austenita
A dissolução dos carbetos e nitretos ocorre a partir do controle da temperatura de homogeneização e da composição química dos aços. Entretanto, quando esta ocorre dentro do campo austenítico, é possível controlar a precipitação subsequente de duas formas. É possível aumentar a temperatura de dissolução, de forma que todos os precipitados sejam dissolvidos, de acordo com os dados de solubilidade, de forma a aumentar a supersaturação durante o resfriamento, aumentando assim a taxa de precipitação em temperaturas mais baixas. Outra possibilidade é utilizar uma temperatura mais baixa para a dissolução, de forma que esta ocorra apenas parcialmente, assim sendo, a nova precipitação ocorrerá de forma a utilizar os precipitados remanescentes como anteparo para sua nucleação, acelerando o processo (GLADMAN, 1997).
Entretanto, a precipitação na austenita é lenta, podendo ser acelerada através da conformação a quente (laminação no campo intercrítico). Desta forma, é possível introduzir ao material imperfeições como discordâncias, contornos de sub-grão e células de discordância, de forma que estas sirvam como sítios de nucleação para os nitretos e carbonetos (GLADMAN, 1997; BREKAILO, 2015).
3.1.2 Precipitação durante a decomposição da austenita
Durante a decomposição da austenita em ferrita, verifica-se uma transformação gradual, de forma que grãos ferríticos nucleiam na matriz austenítica e vão crescendo. Quando a precipitação ocorre nesta decomposição, verifica-se que os nitretos e carbetos nucleiam utilizando a interface de crescimento ferríticos como anteparo. Assim sendo, verifica-se que eles se encontram dispostos alinhados, em fileiras ou lâminas. Em temperaturas mais baixas, ocorre uma maior supersaturação, ou seja, neste caso há um maior número de precipitados e redução de seu tamanho (GLADMAN, 1997; BREKAILO, 2015).
3.1.3 Precipitação na ferrita
Caso a transformação da austenita para a ferrita ocorra com taxas de resfriamento elevadas, nos aços ARBL, a precipitação pode ser inibida. Neste caso, os nitretos e carbonetos podem ser nucleados na própria ferrita, caso haja um reaquecimento (dentro do próprio campo ferrítico). A nucleação destas partículas pode ocorrer utilizando imperfeições como discordâncias como anteparo, como podem nuclear na própria matriz. Esse mecanismo de precipitação pode ser comparado ao endurecimento secundário que ocorre em martensita (GLADMAN, 1997; BREKAILO, 2015).
3.1.4 Efeito dos elementos de liga
Assim como nos demais materiais, um fator importante a se levar em consideração nos aços microligado são os elementos de liga. Nos itens a seguir, serão destacadas as funções dos principais microligantes nos aços microligados, suas solubilidades na austenita e ferrita e reatividade com o carbono e nitrogênio.
O carbeto de vanádio é completamente dissolvido na austenita, uma vez que este apresenta uma solubilidade bem elevada, até mesmo em temperaturas mais baixas dentro do campo austenítico. O nitreto de vanádio, por sua vez não apresenta uma solubilidade tão elevada, encontrando-se parcialmente dissolvido em temperaturas mais baixas, dentro do campo austenítico (GLADMAN, 1997). Por conta disso, o nitreto de vanádio remanescente na austenita pode servir como um facilitador para a nucleação da ferrita, de forma que ajude no refino de grão (ZHAO et al., 2015). Portanto, a adição de nitrogênio é interessante para aços microligados ao vanádio, por facilitar o refino de grão na condição normalizada, atingindo normalmente níveis de até 0,01% em peso (GLADMAN, 1997). Por outro lado, esses precipitados não são tão estáveis quanto os de nióbio, não auxiliando tanto no quesito de refino de grão quanto os precipitados de Nb (C,N) (ASM, 2004).
Embora parte dos precipitados de VN ainda permaneçam na austenita, a solubilidade dos V(C,N) facilita a precipitação durante a transformação da austenita em ferrita, ocorrendo durante o resfriamento da laminação a quente. Este fato possibilita o endurecimento do aço através de precipitados finos (5 a 100 nm de diâmetro) de V(C,N) (GLADMAN, 1997; ASM, 2004).
Embora os aços com até 0,10% de vanádio sejam mais utilizados em condições de laminação a quente, eles podem ser utilizados em condições de laminação controlada, normalizado ou temperado e revenido (ASM, 2004).
3.1.4.2 Efeito do nióbio
Assim como o vanádio, a microadição do nióbio permite um aumento do limite de escoamento aos aços microligados. A magnitude deste aumento depende do tamanho e da quantidade dos carbetos deste elemento, conforme expresso na Figura 2 (ASM, 2004). Entretanto, como os precipitados de Nb(C,V) apresentam uma solubilidade restrita apenas a temperaturas mais altas no campo austenítico, o nióbio torna-se um agente de refino de grão mais eficiente do que o vanádio (GLADMAN, 1997; ASM 2004). A combinação do endurecimento por precipitação e refino de grão do nióbio faz com que ele seja um agente de endurecimento mais eficiente do que o vanádio, sendo necessária
uma adição de apenas 0,02% a 0,04% deste elemento, o que é um terço da adição usual de vanádio (ASM, 2004). Embora o efeito do refino de grão seja verificado com adições de vanádio e titânio, o resultado não é tão marcante, de forma que o nióbio seja o elemento microligante que dá a melhor combinação de um limite de escoamento e tenacidade altos (GLADMAN, 1997; MISRA; JANSTO, 2015).
Figura 2 - Efeito da adição de carbeto de nióbio e o
tamanho de seus precipitados no limite de escoamento de um aço
Fonte: BREKAILO, T. Estudo comparativo da
recristalização nos aços SAE 1006 e ARBL LNE 380.
2015. 114f. Dissertação de mestrado – Universidade Estadual de Ponta Grossa, Ponta Grossa, 2015, p 23.
A laminação controlada é a forma mais usual de produzir este tipo de aço. Através dela, o refino de grão é eficiente em aços microligados ao nióbio, mesmo sem a adição do titânio. O mesmo não ocorre com o vanádio, necessitando da adição deste terceiro elemento (ASM, 2004).
Assim como o vanádio e o nióbio, a adição do titânio permite aos aços microligados um aumento de resistência por conta da precipitação e refino de grão (ASM, 2004). O nitreto de titânio apresenta uma solubilidade extremamente baixa, de forma que uma pequena adição do titânio, pode gerar uma precipitação do TiN no aço líquido (GLADMAN, 1997). Por conta de sua baixa solubilidade, o nitreto de titânio permite a um aço produzido por lingotamento continuo ou conformado por laminação controlada, um retardo do crescimento de grão austenítico, gerando um refino deste (ASM, 2004; LI; MILBOURN, 2015). Como agente de refino, o titânio é um microligante moderado, sendo pior do que o nióbio, mas melhor do que o vanádio (ASM, 2004).
Caso o titânio exceda a quantidade estequiométrica para se gerar o TiN, é possível gerar o carbeto de titânio (GLADMAN, 1997). A precipitação desta nova fase é interessante uma vez que o nitreto de titânio apresenta um mecanismo de endurecimento por precipitação pouco eficaz, uma vez que precipitados gerados em fases líquidas são muito grosseiros. O TiC, por sua vez permite um endurecimento por precipitação adequado (ASM, 2004).
Apesar das vantagens da adição do titânio como elemento microligante, é importante pontuar que foi relatado em aços microligados contendo Nb e V que a adição de Ti muda a precipitação destes elementos, podendo resultar em uma redução do limite de escoamento (LI; MILBOURN, 2015).
3.2 TRAÇÃO
O ensaio de tração é um dos mais utilizados para obtenção de propriedades estáticas do material, servindo como um teste de controle das especificações. Existem duas formas de exposição dos dados de tração, através da curva tensão-deformação de engenharia e a curva de tensão-deformação verdadeira.
A curva de engenharia é bem utilizada, por ser mais simples e ser bem confiável até seu ponto máximo. Através dessa curva, é possível adquirir propriedades como o módulo de Young, limite de escoamento, limite de resistência à tração, módulos de resiliência e tenacidade, além da deformação final e tensão de ruptura, embora esses dois últimos não sejam tão confiáveis quanto os obtidos na curva verdadeira.
Os eixos da curva tensão-deformação de engenharia podem ser dados a partir das Equações 1 e 2, onde σ é a tensão de engenharia, P é a carga aplicada, S0 a área inicial do cdp, ε a deformação de engenharia, ∆L a variação do comprimento e L0 o comprimento inicial (DIETER; BACON, 1988).
𝜎 = 𝑃
𝑆0 (1)
𝜀 = ∆𝐿
𝐿0 (2)
Um exemplo de curva tensão-deformação de engenharia pode ser visto na Figura 3. Nela, é possível ver alguns dos pontos referentes a propriedades do material como o limite de escoamento, o limite de resistência à tração e a tensão de ruptura.
O limite de escoamento é a tensão a partir da qual o material deixa de sofrer a deformação elástica e passa a sofrer deformação plástica. Ele pode ser obtido através da interseção de uma linha paralela à região elástica do material, com a curva tensão-deformação. Por convenção, tal linha paralela parte de um deslocamento de 0,2 ou 0,1% de deformação (DIETER; BACON, 1988). Em alguns casos, o material ensaiado apresenta um escoamento bem demarcado através de um patamar. Neste caso, o escoamento é dado por um ponto máximo (limite de escoamento superior), seguido de um mínimo (limite de escoamento inferior). O limite de escoamento neste caso é dado pela tensão média.
Figura 3 - Curva tensão-deformação de engenharia
Fonte: DIETER, G. E.; BACON, D. Mechanical metallurgy. New York: McGraw-Will, 1988.
Com relação ao limite de resistência à tração, esta é uma propriedade que representa a tensão máxima que um material pode sofrer sem que ele comece a falhar. A partir deste ponto, microcavidades começam a ser geradas no interior da peça ensaiada. É uma propriedade bem utilizada como critério de seleção para a conformação dos materiais, uma vez que é a tensão máxima, dentro do regime plástico, que pode ser atingida de forma segura. A partir deste ponto também é possível visualizar na peça ensaiada o início de uma estricção localizada. A obtenção desta propriedade é bem simples, uma vez que se trata do ponto máximo na curva de engenharia. É importante ressaltar que entre o limite de escoamento e o limite de resistência, ocorre o encruamento do material.
Após o limite de resistência, por conta da estricção e das microcavidades geradas durante o ensaio, a curva tensão-deformação de engenharia começa a divergir da curva verdadeira, sendo assim, propriedades como o limite de ruptura, que corresponde ao último valor de tensão antes da ruptura, e a deformação final, que corresponde ao valor máximo de deformação, não são tão confiáveis quanto na curva tensão-deformação verdadeira.
Além dessas propriedades, é possível retirar da curva tensão-deformação de engenharia o módulo de elasticidade ou módulo de Young. Esta propriedade corresponde à rigidez do material, podendo ser utilizado como critério de projeto, sendo necessário
para o cálculo de deflexão de vigas (DIETER; BACON, 1988). A obtenção da propriedade se dá através da inclinação da região elástica da curva, sendo obtida pela lei de Hooke (Equação 3), a qual descreve tal região. O módulo de elasticidade é descrito na fórmula por E.
𝜎 = 𝐸 𝑥 𝜀 (3)
Outras propriedades, como a tenacidade e a resiliência podem ser obtidas através da curva de engenharia. Ambas representam a capacidade de o material absorver energia durante a deformação, enquanto a resiliência reflete na energia absorvida durante a deformação elástica, a tenacidade mostra a absorção na região plástica. O módulo de resiliência pode ser obtido pela área abaixo da curva de engenharia na região elástica e o módulo de tenacidade pela área abaixo da região plástica. A obtenção destas propriedades é dada através das Equações 4 e 5, onde UR e UT são, respectivamente, o módulo de resiliência e o módulo de tenacidade, σe o limite de escoamento, σr o limite de resistência à tração e εf a deformação final.
𝑈𝑅 = 𝜎𝑒2
2𝐸 (4)
𝑈𝑇= (𝜎𝑒+ 𝜎𝑟
2 ) 𝜀𝑓 (5)
3.2.2 Curva tensão-deformação verdadeira
A curva de engenharia, embora mais simples, não dá uma indicação verdadeira do comportamento de deformação do material, uma vez que se baseia inteiramente nas dimensões originais do corpo-de-prova, mas estas estão em constante alteração. Na curva verdadeira, diferentemente da de engenharia, são utilizados os valores instantâneos de carga ao longo do processo. A curva verdadeira tende a crescer, mesmo após o limite de resistência à tração, uma vez que o material continua a encruar. Na curva de engenharia,
esse comportamento não é verificado por conta da ocorrência da estricção (DIETER; BACON, 1988). Uma comparação das curvas de engenharia e verdadeira é vista na Figura 4.
Figura 4 - Comparação entre as curvas
tensão-deformação verdadeira e de engenharia
Fonte: DIETER, G. E.; BACON, D.
Mechanical metallurgy. New York:
McGraw-Will, 1988.
Neste caso, são utilizados valores corrigidos para tensão e deformação, sendo a tensão e deformação verdadeiras (𝜎̃ e ε̃). Seus valores são calculados de acordo com as Equações 6 e 7.
σ̃ = 𝜎(1 + 𝜀) (6)
ε̃ = ln (1 + 𝜀) (7)
A curva verdadeira pode ser expressa através da Equação 8, na qual K é o coeficiente de resistência e n o de encruamento (DIETER; BACON, 1988).
A partir do ensaio de tração, também é possível a determinação de outras propriedades, como a redução em área e o alongamento. Ambas são propriedades que refletem a ductilidade do material e não necessitam das curvas tensão-deformação para seu cálculo, mas sim da aferição das medidas das dimensões anteriores e posteriores ao ensaio, como S0 e Sf (área inicial e final), L0 e Lf (comprimento inicial e final). Tais propriedades são descritas nas Equações 9 e 10.
𝑅𝑒𝑑 Á𝑟𝑒𝑎 (%) = 𝑆0− 𝑆𝑓 𝑆0
× 100 (9)
𝐴𝐿 (%) = 𝐿𝑓− 𝐿0
𝐿0 × 100 (10)
3.3 ASPECTOS MICROESTRUTURAIS DA FRATURA
Nos materiais metálicos, existem basicamente 4 mecanismos de fratura, sendo eles o alveolar, por clivagem, intergranular e por estrias (ANDERSON, 2005). A microestrutura das falhas pode ser visualizada via microscopia eletrônica de varredura (MEV) pela Figura 5. Já a Figura 6 representa esquematicamente as falhas alveolar, por clivagem e intergranular.
As falhas alveolares são tipicamente dúcteis, ocorrem normalmente a partir de uma inclusão ou partículas de segunda fase. Esse tipo de falha segue três etapas, sendo elas a formação de uma interface livre em inclusões ou partículas de segunda fase, por conta de uma interface sem coesão ou a fratura de uma partícula; crescimento dos alvéolos formados; e finalmente a coalescência dos alvéolos próximos (ANDERSON, 2005).
As falhas por clivagem embora sejam frágeis, podem ser precedidas de escoamento e propagação dúctil da trinca. Esse micromecanismo de falha ocorre com uma rápida propagação de trinca, por um plano cristalográfico específico, ocorrendo de forma transgranular. A falha costuma ocorrer preferencialmente em planos com menor densidade de empacotamento (ANDERSON, 2005).
As falhas intergranulares não ocorrem em situações normais nos materiais metálicos. Os metais dúcteis falham normalmente com um micromecanismo alveolar, enquanto os frágeis com um micromecanismo por clivagem. Entretanto, algumas situações especiais como precipitação de uma fase frágil ao longo dos contornos de grão, trinca assistida por ações ambientais, corrosão intergranular, cavitação nos contornos de grão e fratura em altas temperaturas podem gerar uma falha com este tipo de micromecanismo (ANDERSON, 2005).
Figura 5 - Microestrutura de falha via MEV, sendo (a) fratura
dúctil com presença de alvéolos (ou dimples), (b) fratura intergranular, (c) fratura por clivagem e (d) fratura por fadiga, com presença de estrias
Fonte: OKUMA, R. M. Influência do formato do cordão de
solda na vida em fadiga de rodas de caminhão utilizando o processo de soldagem Tandem-MIG. 2014. 128f. Dissertação
de mestrado – Universidade de São Paulo, Lorena, 2014. p 42.
Já o último micromecanismo, o por estrias ocorre durante a falha por fadiga (ANDERSON, 2015). As estrias de fadiga são representativas de cada ciclo da propagação da trinca, sendo possível ao analisar a distância entre elas, determinar a velocidade de propagação da trinca em fadiga.
Figura 6 - Esquema da falha por micromecanismo (a) alveolar, (b) de clivagem
e (c) intergranular
Fonte: OKUMA, R. M. Influência do formato do cordão de solda na vida em
fadiga de rodas de caminhão utilizando o processo de soldagem Tandem-MIG.
2014. 128f. Dissertação de mestrado – Universidade de São Paulo, Lorena, 2014. p 42.
3.4 FADIGA
O fenômeno da fadiga é conhecido desde 1830, uma vez que sabia-se que um material poderia fraturar em tensões mais baixas do que as de projeto, caso estas fossem aplicadas ao longo de um determinado período (DIETER; BACON, 1988). Ainda nos dias de hoje, a fadiga é uma das principais causas das falhas por causas mecânicas em componentes automobilísticos, de aeronaves, turbinas, compressores, bombas e entre outros. Por conta das vibrações presentes em tais componentes, ocorre a formação de uma trinca, com posterior fratura devido à fadiga (DIETER; BACON, 1988; OKUMA, 2014). Para que a fadiga ocorra, existem basicamente três pré-requisitos, que é haver uma carga suficientemente alta, uma variação significativa da carga aplicada e haver um número de ciclos suficientemente grande das cargas aplicadas (DIETER; BACON, 1988). Fatores como integridade superficial, sobrecarga, corrosão, temperatura e tensões residuais podem afetar na vida em fadiga de um material (DIETER; BACON, 1988; OKUMA, 2014).
A fadiga é um mecanismo de falha que depende de inúmeros fatores, como os anteriormente citados, mas outros como a microestrutura dos materiais, a disposição e concentração de defeitos também alteram o comportamento da vida em fadiga. Embora existam inúmeros métodos para se estimar a vida em fadiga, inclusive ao criar intervalos de confiança, é difícil estimar um dado preciso referente à vida em fadiga. Assim sendo,
ainda é de interesse industrial estudar a vida em fadiga, através do levantamento de curvas S-N, para se determinar a durabilidade de um componente enquanto estiver em uso.
3.4.1 Etapas do processo de fadiga
O processo de fadiga ocorre seguindo três etapas, sendo elas a nucleação da trinca, o crescimento desta e a ruptura final (DIETER; BACON, 1988; LEE et al., 2005; OKUMA, 2014).
A nucleação da trinca localiza-se normalmente no plano de cisalhamento com maior concentração de tensão ou próximo dele (LEE et al., 2005). Normalmente a nucleação ocorre na superfície, mas existem relatos de que inclusões podem ser deletérias na vida em fadiga, podendo servir como pontos de iniciação das trincas, como visualizado na Figura 7. Além da superfície e de inclusões, a trinca pode nuclear em outros concentradores de tensão, como bandas de deslizamento, porosidades ou descontinuidades (LEE et al., 2005; WANG et al., 2002).
Figura 7 - Imagem de uma fratura por fadiga iniciada a partir de uma inclusão, sendo (a) uma visão do
ponto de nucleação e (b) uma visão geral da superfície de fratura
Fonte: WANG, Q. Y. et al. Effect of inclusion on subsurface crack initiation and gigacycle fatigue strength. International Journal of Fatigue, v. 24, n. 12, p. 1269–1274, 2002.
A segunda etapa do processo de fadiga é a propagação da trinca, a qual pode ser dividida em duas etapas. No Estágio I, o crescimento da trinca ocorre de forma curta, na
ordem de alguns contornos de grão. Neste caso, a plasticidade na ponta da trinca é bem afetada pelas características de deslizamento do material, tamanho de grão, orientação e nível de tensão, uma vez que o tamanho da trinca é comparável à microestrutura do material. É importante ressaltar que tanto a iniciação da trinca quanto o primeiro estágio da propagação ocorrem por conta de uma deformação plástica localizada, através dos movimentos de intrusão e extrusão, desta forma, um material mais dúctil tem maior facilidade na iniciação da trinca (LEE et al., 2005). No Estágio II, a propagação da trinca ocorre de forma longa, crescendo até a trinca atingir seu tamanho máximo e ocorrer a ruptura final. Neste estágio, o material é menos afetado pelas propriedades da microestrutura, uma vez que a região plástica na ponta da trinca é muito maior do que no Estágio I (LEE et al., 2005; OKUMA, 2014). O esquema da iniciação e propagação da trinca é dado na Figura 8.
Figura 8 - Esquema da iniciação e propagação de trinca por fadiga
Fonte: LEE, Y.; PAN, J., HATHAWAY, R.; BARKEY, M. Fatigue testing and analysis: theory and practice. Burlington: Elsevier Butterworth – Heinemann,
2005
As trincas normalmente se propagam de forma transgranular, mas dependendo do carregamento, do material, da temperatura e das condições ambientais, a fratura pode ocorrer de forma intergranular (OKUMA, 2014).
Como a fadiga apresenta baixos níveis de tensão, esta apresenta pouca ou nenhuma deformação plástica macroscópica. Embora a fratura apresente um aspecto liso, como o de uma fratura frágil, a fratura por fadiga apresenta algumas peculiaridades (OKUMA, 2014).
Dentre as peculiaridades, pode-se evidenciar as marcas de praia. Estas marcas são dadas no material tendo como seu centro o ponto de nucleação da trinca, seguindo como uma forma semielíptica até o ponto da ruptura final. As marcas de praia são dadas a partir de alterações no ciclo de tensão (LEE et al., 2005; OKUMA, 2014).
Entre as marcas de praia, é possível verificar as estrias, as quais correspondem ao tamanho da trinca para um determinado ciclo, sendo assim, a partir delas, é possível determinar a velocidade de propagação da trinca (LEE et al., 2005). A representação das marcas de praia e das estrias é dada pela Figura 9.
Figura 9- Esquema das marcas de praia e estrias, componentes típicas da
fratura por fadiga
Fonte: LEE, Y.; PAN, J., HATHAWAY, R.; BARKEY, M. Fatigue testing and analysis: theory and practice. Burlington: Elsevier
Butterworth – Heinemann, 2005
Componentes de aeronaves e automóveis estão constantemente sujeitos a cargas cíclicas, através de vários módulos diferentes, seja torção, flexão ou tração, com ciclos diferentes, podendo apresentar uma amplitude constante, mas na maior parte dos casos reais, esta é variada. É importante para as condições de projeto a determinação da vida destes componentes. Uma forma usual da determinação do tempo útil que um componente pode ser utilizado é através de ensaios de tração com tensões fixas (OKUMA, 2014).
Normalmente os ensaios são realizados sob uma amplitude de carregamento constante, escolhendo-se um módulo específico de carregamento para o ensaio. Embora essa forma de ensaio não seja condizente com a realidade, uma vez que esta apresenta uma combinação de carregamentos com amplitudes variadas, é possível se aproximar da realidade com um tratamento estatístico. A fim de determinar os valores de tensão, a partir dos módulos diferentes de carregamento, são dadas as Equações 11, 12 e 13, correspondendo respectivamente o momento fletor (M) para o módulo de flexão, a força axial (P) para o módulo de tração e torque (T) para o módulo de torção. Nas equações, σ é a tensão, S a área da seção transversal, I o momento de inércia, J o momento polar de inércia, c a distância do eixo neutro até o ponto de interesse e r a distância do centro da seção transversal até o ponto de interesse.
𝜎 = 𝑀𝑐 𝐼 (11) 𝜎 = 𝑃 𝐴 (12) 𝜎 = 𝑇𝑟 𝐽 (13)
Para representar o ensaio de fadiga controlada por tensão, utiliza-se a curva S-N ou curva de Wöhler, a partir da qual determina-se o número de ciclos que um material resiste antes da fratura, para um determinado nível de tensão (LEE et al., 2005; OKUMA, 2014). É importante ressaltar que ocorre uma dispersão natural nos dados de vida em fadiga, tal fato ocorre pela não homogeneidade inerente à estrutura do material, condições
diferentes de ensaio, diferenças na superfície, entre outros fatores. Assim sendo, é necessário um tratamento estatístico para analisar a dispersão dos dados. A região de vida finita em fadiga através das coordenadas na escala log-log é dada através de uma reta decrescente, como demonstrado na Figura 10. A figura em questão retrata um método utilizado pela Japan Society of Mechanical Engineers, para a determinação da curva S-N através de um pequeno número de amostras, com uma confiabilidade de 50%. São determinados números de ensaios para níveis de tensão diferentes e números de níveis de tensões diferentes a partir do que é desejado com o ensaio de fadiga. Os números de amostras desejadas para diferentes intuitos de testes na região linear é dado a seguir (LEE et al., 2005):
• 6 – 12 para testes preliminares, de pesquisa e de desenvolvimento; • 12 – 24 para testes de design admissíveis e de confiança;
• 17 – 33 para testes preliminares e exploratórios; • 33 – 50 para testes de pesquisa e desenvolvimento; • 50 – 75 para testes de dados de design adequado; • 75 – 88 para testes de dados de confiabilidade.
Figura 10 - Curva S-N para um pequeno número de amostras
Fonte: LEE, Y.; PAN, J., HATHAWAY, R.; BARKEY, M.
Fatigue testing and analysis: theory and practice. Burlington: Elsevier Butterworth – Heinemann, 2005
Outro ponto importante da curva S-N é a região de vida infinita de fadiga, dada a partir de 106 ciclos. Para a determinação da curva nessa área é utilizado o método staircase. Neste método, varia-se a tensão de forma a se obter corpos-de-prova fraturados e corpos-de-prova que sofreram suspensão de ensaio, por não terem fraturado. Aumenta-se e diminui-Aumenta-se o nível de tensão, de modo a Aumenta-se gerar um patamar. Estipula-Aumenta-se um número de ciclos para se suspender o ensaio, denominado off-set, o qual é normalmente por volta de 107 ciclos (LEE et al., 2005).
3.4.5 Curva de projeto R95C90
Uma vez que os dados em fadiga apresentam uma certa dispersão, torna-se importante configurar, no meio industrial, uma curva de projeto. O intuito de se criar uma curva de projeto se dá por custo de material, política de segurança e padrões industriais. Dentre as curvas de projeto, uma muito utilizada é a R95C90, a qual afirma que há 95% de possibilidade de sobrevivência (confiabilidade), com um nível de confiança de 90%, para um nível de tensão relacionado à vida dados pela curva. A curva R95C90 é retratada pela Figura 11 (LEE et al., 2005).
Figura 11 - Exemplo de curva R95C90 para um suposto ensaio de tração
Fonte: LEE, Y.; PAN, J., HATHAWAY, R.; BARKEY, M. Fatigue
testing and analysis: theory and practice. Burlington: Elsevier Butterworth – Heinemann, 2005
Para a realização das curvas de projeto, é necessário um deslocamento à esquerda da curva média, a qual é normalmente obtida através do método dos mínimos quadrados. Sendo assim, as curvas de projeto podem ser descritas através da Equação 14 (LEE et al., 2005; SHEN; WIRSCHING; CASHMAN, 1996). É importante ressaltar que nas curvas S-N, adota-se como X (= ln σ) e Y (= ln Nf), onde σ é a tensão e Nf o número de ciclos para a falha. É curiosa a relação, uma vez que os valores referentes à tensão se encontram no eixo das ordenadas e os de números de ciclos nas abcissas, mas é uma correlação válida, uma vez que σ é a variável independente e Nf a variável dependente.
𝑌𝐿(𝑋𝑖) = Ŷ(𝑋𝑖)− 𝐾 × 𝑠 (14)
Onde, s é o desvio padrão amostral de Y em Xi, dado pela Equação 15, K é um multiplicador próximo de 2 ou 3, o qual será dado maior foco a seguir, YL é o limite inferior de Y para um dado Xi e Ŷ é o valor de Y obtido através do método dos mínimos quadrados, para um dado Xi (LEE et al., 2005; SHEN; WIRSCHING; CASHMAN, 1996). 𝑠 = √ 1 𝑛 − 1∑[𝑌𝑖 −Ŷ(𝑋𝑖)] 2 𝑛 𝑖=1 (15)
Existem vários métodos para se estipular o valor de K, um bem utilizado é o elaborado por Owen, de forma a se determinar o Kowen. A determinação desse multiplicador é dada a partir da Equação 16.
𝐾𝑜𝑤𝑒𝑛 = 𝐾𝐷× 𝑅𝑜𝑤𝑒𝑛 (16)
Onde
𝑅𝑜𝑤𝑒𝑛 = 𝑏1+ 𝑏2 𝑓𝑏3 + 𝑏4exp (−𝑓) (18) Em que 𝐾𝑅 = 𝜑−1(𝑅) (19) 𝐾𝐶 = 𝜑−1(𝐶) (20) 𝑓 = 𝑛𝑠− 2 (21) 𝑎 = 1,85 𝑛𝑠 (22)
Onde R e C correspondem respectivamente à confiabilidade e nível de confiança, ns o número de amostras do teste e φ-1(.) é a função de distribuição acumulada. Os coeficientes empíricos para a determinação do Kowen são dados nas Tabelas 3 e 4 (LEE et al., 2005).
Tabela 3 - Coeficientes empíricos bi (i = 1, 2, 3, 4) para Kowen
Fonte: LEE, Y.; PAN, J., HATHAWAY, R.; BARKEY, M. Fatigue testing and analysis:
theory and practice. Burlington: Elsevier Butterworth – Heinemann, 2005
Tabela 4 - Coeficientes empíricos ci (i = 1, 2, 3) para Kowen
Fonte: LEE, Y.; PAN, J., HATHAWAY, R.; BARKEY, M. Fatigue testing and
Embora os cálculos para a determinação de Kowen sejam complexos, seu valor pode ser obtido através da Tabela 5, onde são dados os valores desse multiplicador, para diferentes valores de números de amostras, confiabilidade e níveis de confiança (LEE et al., 2005).
Tabela 5 - Fatores de Kowen para limites de tolerância de Owen aproximados
Fonte: LEE, Y.; PAN, J., HATHAWAY, R.; BARKEY, M. Fatigue testing and analysis: theory and
practice. Burlington: Elsevier Butterworth – Heinemann, 2005
3.4.6 Ensaio de fadiga por flexão rotativa
Dentre os diferentes tipos de ensaio de fadiga, utilizando módulos de tensão diferentes, é possível observar o ensaio por flexão rotativa. Neste tipo de ensaio, o corpo-de-prova é colocado para rotacionar com a aplicação de uma carga fixa, de forma flexionar a amostra até sua ruptura. Diferentemente do ensaio de fadiga axial, que aplica
a mesma tensão ao longo de todo o corpo-de-prova, no ensaio de fadiga por flexão rotativa apresenta uma variação de tensões ao longo da amostra, para um determinado instante. A variação ocorre de tal forma que o maior módulo de tensão se encontra na superfície do material, o que facilita a nucleação de trincas nesta. Este fato ocorre, uma vez que o valor de tensão em determinado ponto da amostra depende diretamente da distância entre o centroide da seção transversal.
Ao se girar um CDP com velocidades angulares constantes, um ponto qualquer de sua superfície estará sujeito uma tensão que varia com o tempo, de acordo com uma senoide. Nos dois extremos das curvas, verifica-se o valor de tensão com maior módulo, entretanto com sinais opostos, de forma que para este tipo de ensaio R = -1. Ao se analisar pontos diferentes no corpo-de-prova, verifica-se que a parte superior apresenta tensão trativa e a inferior tensão compressiva, as quais, por seguirem o mesmo comportamento senoidal, apresentam o mesmo módulo de tensão, porém com sinais opostos. Um esquema simplificado de um ensaio de flexão rotativa é apresentado na Figura 12.
Figura 12 - Esquema de um ensaio de fadiga por flexão rotativa
Fonte: MARQUES, F. C. S; AREVALOS, R. M. Modernização
da máquina de fadiga por flexão rotativa do laboratório de materiais. 2011. 66f. Projeto de graduação – Universidade de
Brasília, Brasília, 2011, p 37.
Embora existam diversos equipamentos para o ensaio de fadiga por flexão rotativa, os principais componentes destes são um motor, um suporte para a amostra, um contador de rotações e um dispositivo aplicador de carga. Enquanto o motor é responsável por rotacionar a amostra, o contador verifica quantas rotações ocorreram, de forma a
retornar os dados de número de ciclos. O dispositivo aplicador de carga define o momento fletor aplicado no corpo-de-prova, o qual, como já retratado em equações anteriores, pode ser convertido em tensão (MARQUES; AREVALOS, 2011).
Dentre os diferentes modos do ensaio de fadiga por flexão rotativa, os principais são o por flexão rotativa normal e por flexão rotativa por viga em balanço. Enquanto o primeiro aplica a carga nas duas extremidades do corpo-de-prova, o segundo a aplica apenas em uma, tendo a outra fixa no equipamento. O esquema dos dois tipos de máquinas é dado através da Figura 13.
Figura 13 - Esquema de máquinas de ensaio de fadiga por flexão rotativa, sendo (a) normal e (b) por viga em balanço
Fonte: LEE, Y.; PAN, J., HATHAWAY, R.; BARKEY, M. Fatigue testing and analysis: theory and
practice. Burlington: Elsevier Butterworth – Heinemann, 2005
3.4.7 Estimativa da curva S-N de um componente
Quando não há dados experimentais da curva S-N, é possível fazer uma estimativa desta a partir de outras propriedades do material. Este é um método importante para quando se quer desenvolver um produto, mas não se tem o tempo necessário para levantar uma curva S-N experimental, é importante também para a definição dos parâmetros iniciais em um ensaio experimental (LEE et al., 2005).
Três pontos são bem importantes para o levantamento da curva S-N, sendo eles correspondentes às tensões referentes às vidas da ordem de 1, 103 e 106 ciclos. Para facilitar a representação, estas tensões serão denominadas de σf’, σ1000 e σbe. Para o caso
da fadiga de alto ciclo (como o caso deste trabalho), o intervalo de tensões é dado de σ1000 a σbe, sendo este último o limite da vida em fadiga, ou seja, o ponto a partir do qual adota-se a vida infinita em fadiga.
Quando a curva S-N é dada em log-log, é obtida uma reta decrescente durante a fadiga em alto ciclo, como retratado na Figura 14. A inclinação da curva é dada por b, determinado pela Equação 23. Enquanto isso, o inverso da inclinação é dado por k, determinado pela Equação 24. Com os valores de b e k definidos, é possível determinar qualquer ponto da curva S-N. (LEE et al., 2005).
𝑏 = log 𝜎1000− log 𝜎𝑏𝑒 log 103− log 106 = − 1 3log ( 𝜎1000 𝜎𝑏𝑒 ) (23) 𝑘 = −1 𝑏 (24)
Figura 14 - Curva S-N esquemática para aços
Fonte: LEE, Y.; PAN, J., HATHAWAY, R.; BARKEY, M.
Fatigue testing and analysis: theory and practice. Burlington: Elsevier Butterworth – Heinemann, 2005
A partir da determinação de b e k, é possível determinar qual etapa dominou o processo de fadiga. Para inclinações mais íngremes da reta (b ≈ -0,3; k ≈ 3), é dito que a fadiga é dominada pelo mecanismo de propagação da trinca, enquanto que para
inclinações menos intensas (b ≈ -0,15; k ≈ 7), é dito que a fadiga é dominada pela iniciação da trinca.
Tanto σ1000 quanto σbe podem ser estimados a partir do limite de resistência à tração. Para o caso de σ1000, seu valor corresponde a 90% de σr para a fadiga por flexão, 75% para a fadiga axial e 72% para fadiga por torção em aços. Para o caso do σbe, esse pode ser estimado como sendo 50% de σr caso este valor seja inferior a 1400 MPa em aços, mas se σr for maior do que este valor neste mesmo material, σbe pode ser dado diretamente como sendo 700 MPa.
Apesar disso, outros fatores, como confiabilidade (CR), tipo de carregamento (CL), tamanho de amostra (CD) e acabamento superficial (CS) podem alterar os valores estimados para as tensões correspondentes a 103 e 106 ciclos, conforme as Equações 25 e 26. Sendo σ1000, R e σe, R os valores corrigidos de σ1000 e σbe, respectivamente, após levar em conta estes novos fatores (LEE et al., 2005).
𝜎1000,𝑅= 𝜎1000,𝑅 × 𝐶𝑅 (25)
𝜎𝑒,𝑅 = 𝜎𝑏𝑒 × 𝐶𝐿 × 𝐶𝑆× 𝐶𝐷× 𝐶𝑅 (26)
Quando o espalhamento estatístico é considerado, a resistência a fadiga de um componente é modificada a partir da linha média de uma curva S-N dentro de um certo dado de confiabilidade. Quando não há um dado experimental de fadiga, é possível se estimar o fator de confiabilidade CR para vários níveis de confiabilidade desejados, como visualizado na Tabela 6.
Embora o fator de carregamento não entre diretamente na fórmula de σ1000, R, há uma relação entre este valor e o tipo do carregamento aplicado, uma vez que para se determinar σ1000, utilizou-se o conceito de qual carregamento foi aplicado. Para σe, R, os valores de CL são listados na Tabela 7.
Tabela 6 - Fatores de confiabilidade, CR Confiabilidade CR 0,50 1,000 0,90 0,897 0,95 0,868 0,99 0,814 0,999 0,753 0,9999 0,702 0,99999 0,659 0,999999 0,62
Fonte: Adaptado pelo autor, de LEE, Y.; PAN, J., HATHAWAY, R.;
BARKEY, M. Fatigue testing and analysis: theory and practice. Burlington: Elsevier Butterworth – Heinemann, 2005
Tabela 7 - Fatores de carregamento, CL, em aços
Tipo de carregamento CL
Carregamento axial puro 0,9
Carregamento axial (com pouca flexão) 0,7
Flexão 1,0
Torsão 0,58
Fonte: Adaptado pelo autor, de LEE, Y.; PAN, J., HATHAWAY, R.;
BARKEY, M. Fatigue testing and analysis: theory and practice. Burlington: Elsevier Butterworth – Heinemann, 2005
O fator relacionado ao acabamento superficial é bem importante na estimativa dos valores de tensão, uma vez que a trinca se nucleia em uma superfície livre com maior concentração de tensão. Como a superfície já é naturalmente um concentrador de tensão, por apresentar acúmulo de defeitos, dependendo do acabamento superficial, é possível diminuir ainda mais a vida em fadiga, por facilitar a nucleação da trinca. Os valores de CS em função de σr, para diferentes valores de rugosidade são dados na Figura 15.
Figura 15 - Fator de superfície Cs em função de σr (MPa), para diferentes rugosidades
Fonte: Adaptado pelo autor, de LEE, Y.; PAN, J., HATHAWAY, R.; BARKEY,
M. Fatigue testing and analysis: theory and practice. Burlington: Elsevier Butterworth – Heinemann, 2005
Por fim, o último fator que afeta a estimativa da tensão é o fator de tamanho da amostra (CD), ele é dado a partir do diâmetro da amostra a ser ensaiado por fadiga, sendo correspondente a 1,0, para amostras com diâmetros menores do que 8 mm, como mostrado na Figura 16.
Figura 16 - Fatores de tamanho de amostra, em função do diâmetro
Fonte: LEE, Y.; PAN, J., HATHAWAY, R.; BARKEY, M. Fatigue
testing and analysis: theory and practice. Burlington: Elsevier Butterworth – Heinemann, 2005
4. MATERIAL E MÉTODOS
4.1 MATERIAL
O aço LNE 380 utilizado neste trabalho foi fornecido pela MAN LATIN AMERICA – VOLKSWAGEN – Engenharia de Veículo Completo (EVC) ao Departamento de Materiais da Escola de Engenharia de Lorena (EEL-USP). O material em questão foi produzido pelo GRUPO GONÇALVES DIAS S/A, sendo fornecido em forma de chapas com espessura de 9,5 mm. O aço é classificado como microligado, de baixo carbono. Pelo histórico do material, ele foi laminado a quente e então normalizado, com o intuito de homogeneizar a estrutura dos grãos do material. A composição do aço em questão pode ser encontrada na Tabela 1.
Tabela 8 - Composição química do aço LNE 380 utilizado no trabalho.
Elemento C Mn Si P S
pp. % 0.100 1.092 0.010 0.018 0.006
Elemento Al V Nb Ti Fe
pp. % 0.038 0.001 0.025 0.001 Balanço Fonte: Grupo Gonçalves Dias S/A.
4.2 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL
4.2.1 Corpos-de-prova
4.2.1.1 Corpos-de-prova de tração
Os corpos-de-prova de tração utilizados para o ensaio foram também cedidos pela MAN LATIN AMERICA – VOLKSWAGEN – Engenharia de Veículo Completo (EVC), sendo eles 4. Sua confecção seguiu a norma ASTM E8/E8M (ASTM
INTERNATIONAL, 2016) e apresenta suas dimensões retratadas pela Figura 17. Os CDPs foram retirados no sentido da laminação da chapa do aço LNE 380 citada anteriormente.
Posterior à sua entrega, os corpos-de-prova passaram por uma etapa de lixamento de acabamento, no Laboratório de Usinagem do Departamento de Materiais da Escola de Engenharia de Lorena (EEL-USP). Utilizou-se um torno e uma lixa, o intuito desta etapa foi promover uma leve redução no diâmetro do centro do corpo-de-prova, para que a estricção e posterior fratura, devido ao ensaio, ocorresse na região analisada pelo extensômetro. Assim sendo, a redução da seção transversal foi da ordem de 0,05 mm, de forma a não ser maior do que 1%.
Figura 17 - Corpos-de-prova de tração, sendo (a) o desenho com suas devidas dimensões e (b) os reais corpos-de-prova utilizados
(a)
(b)
