UNESP
Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá
“COMPORTAMENTO MECÂNICO DO AÇO AISI 4340 REVESTIDO COM WC-CrC-Ni; WC-10Ni; Ni-20Cr; Ni-Cr-B-Si-Fe; Cr3C2
-NiCr PELO PROCESSO HVOF”.
Tese apresentada à Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista, para a obtenção do título de Doutor em Engenharia Mecânica na área de Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Herman Jacobus Cornelis Voorwald Coorientador: Profa. Dra. Maria Odila Hilário Cioffi
Ni; WC-10Ni; Ni-20Cr; Ni-Cr-B-Si-Fe; Cr3C2-NiCr pelo processo HVOF /
Luiz Fábio dos Santos Vieira - Guaratinguetá : [s.n.], 2012. 164 f. : il.
Bibliografia: f. 157-164
Tese (doutorado) – Universidade Estadual Paulista, Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá, 2012.
Orientador: Prof. Dr Herman Jacobus Cornelis Voorwald Coorientadora: Profª Drª Maria Odila Hilário Cioffi
1. Fadiga 2. Cromo I. Título
LUIZ FÁBIO DOS SANTOS VIEIRA
NASCIMENTO 04.07.1965 – GUARATINGUETÁ / SP
FILIAÇÃO Francisco Vieira
Paula Ribeiro dos Santos Vieira
1981/1985 Curso de Graduação em Engenharia Mecânica
Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá da Universidade Estadual Paulista.
1988/2002 Curso de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica, nível de Mestrado, na Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá da Universidade Estadual Paulista.
Eu agradeço a Deus pela sua graça, proteção, minha vida, inteligência, saúde e força, e por todas as pessoas que colocou ao meu lado;
ao meu orientador e guia Herman Jacobus Cornelis Voorwald, que me inspirou, ensinou e motivou desde os tempos do colégio a amar e viver a pesquisa científica, a trabalhar em equipe, e buscar o mais alto grau do conhecimento;
à orientadora Maria Odila Hilário Cioffi, pelo exemplo de dedicação e motivação, sempre atenciosa e com uma palavra de incentivo e amizade;
à minha querida família, pelo apoio, inspiração e incentivo;
ao COO da Behr Brasil Fernando de Campos, pelo seu incentivo, disponibilização de horas de trabalho, inspiração e motivação a buscar sempre a melhoria contínua em todos os aspectos da vida;
a Midori Yoshikawa Pitanga Costa, pela ajuda, amizade, incentivo, paciência e exemplo de parceria e dedicação às pessoas, estudo, família, enfim à vida;
aos meus amigos, do Grupo de Materiais Aeronáuticos da Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá, muito obrigado;
aos alunos colaboradores deste trabalho, Rafael Bonora, Gilson Junior, Pedro Oliveira, Felipe Gonçalves, Renan Tavares, Felipe Barros, desejo muito sucesso e prosperidade no caminhar profissional;
ao técnico do Departamento de Materiais e Tecnologia – FEG/UNESP - Manoel Francisco dos Santos Filho, pelo apoio e dedicação, principalmente em inúmeros finais de semana, nos diversos testes e ensaios do trabalho;
ao INPE, na pessoa de Maria Lucia Brison de Mattos, pelas microscopias eletrônicas de varredura, e por todo aprendizado adquirido, graças a sua disponibilidade e dedicação;
à ELEB, ao Engenheiro Sandro Diniz de Oliveira;
aos amigos Marcos Dantas, Marcos Azevedo e Regiane Chagas da Behr, pela ajuda, incentivo e a realização dos ensaios de corrosão em névoa salina;
Projeto de auxílio pesquisa FAPESP n° 2006/03570-9 intitulado: “Comportamento em fadiga do aço AISI 4340 revestido com WC-10Ni,
Insondável é a sua grandeza.
Cada geração apregoa à outra as vossas obras, E proclama o vosso poder.
Elas falam do brilho esplendoroso de vossa majestade, E publicam as vossas maravilhas”
WC-CrC-Ni; WC-10Ni; Ni-20Cr; Ni-Cr-B-Si-Fe; Cr3C2-NiCr; aplicados pelo processo
HVOF” Tese (Doutorado em Engenharia Mecânica) – Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista, Guaratinguetá, 2012.
RESUMO
O aço AISI 4340 tem sido utilizado largamente devido as suas propriedades físicas, químicas, mecânicas e resistência à fadiga, atendendo ao rigoroso e crescente aumento das exigências para aplicações na engenharia. Revestimentos superficiais são aplicados objetivando proteção contra corrosão e desgaste, por exemplo, a eletrodeposição de Cromo, pois apresenta resistência à corrosão, alta dureza, resistência ao desgaste abrasivo e adesivo, soldabilidade e baixo coeficiente de atrito. Por outro lado, microtrincas derivadas da camada de Cromo diminuem a resistência à fadiga, com isso o componente é submetido ao tratamento superficial para deformação plástica, shot peening, criando tensões residuais compressivas na superfície, que retardam ou eliminam a propagação de trincas, tendendo a aumentar sua vida em fadiga. Entretanto, durante o processo de deposição do Cromo duro é liberada uma substância cancerígena, o Cromo hexavalente. Por essa razão, estuda-se a substituição do Cromo por outros revestimentos que apresentem propriedades mecânicas similares, mas que não tenham restrições ambientais. O processo HVOF (High-Velocity-Oxigen-Fuel) para deposição de revestimentos alternativos, como carbeto de tungstênio, é considerado uma técnica promissora, pois fornece alta dureza e boa resistência ao desgaste e uma menor redução da resistência à fadiga do substrato quando comparado à redução fornecida pelo revestimento de Cromo duro aplicado ao aço AISI 4340.
Portanto, o objetivo deste estudo é avaliar o comportamento mecânico do aço AISI 4340 com alta resistência mecânica (50 HRC), revestido com WC-CrC-Ni, WC-10Ni, Ni-20Cr, Ni-Cr-B-Si-Fe, e Cr3C2-NiCr, depositados através do processo HVOF; revestimentos alternativos à camada de
Cromo duro. Os dados de fadiga axial são representados por curvas ı x N e a análise de fraturas são realizadas utilizando a técnica de microscopia eletrônica de varredura. Análise de tensões residuais, testes de corrosão e desgastes são utilizados para completar o estudo. Ocorre redução da resistência à fadiga do aço AISI 4340 para todos os recobrimentos (máx. 20%) a base do processo HVOF, porém menos significativa que a influência do Cromo duro (-57%) em 106 ciclos. Os tratamentos com Cr
3C2
-NiCr e Ni-20 Cr pelo processo HVOF são tratamentos alternativos para a proteção do aço AISI 4340 com 50 HRc.
PALAVRAS-CHAVE: Aço AISI 4340, HVOF, Cromo, Shot peening, Tensão
covered by WC-CrC-Ni; WC-10Ni; Ni-20Cr; Ni-Cr-B-Si-Fe; Cr3C2-NiCr; HVOF
process “- Thesis (Doctorate in Mechanical Engineering) - Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista, Guaratinguetá, 2012”.
ABSTRACT
AISI 4340 steel is being used in the aeronautical industry because its good physical, chemical, mechanical and fatigue properties. Chromium coatings are used in applications to guarantee protection against wear and corrosion, combined with chemical resistance and good lubricity. The reduction in the fatigue strength of base material and since this technology presents detrimental environmental and health effects, resulted in the search on coatings viewed as being capable of replacing hard chrome plating. Thermally sprayed HVOF coatings are being considered to replace galvanic chromium deposits in industrial applications with comparable performance for wear and corrosion resistance. With respect to fatigue life, the HVOF technique induces tensile residual stress on the interface. In this case, the initiation and propagation phases of fatigue process are accelerated because the coating; on the other hand, compressive residual stresses close to the surface increases fatigue life. The technique to improve the coated materials fatigue strength is the shot peening process, which induces compressive residual stress in the surface, which delay nucleation and propagation process In the present research is verified the influence of WC-CrC-Ni; WC-10Ni; Ni-20Cr; Ni-Cr-B-Si-Fe; Cr3C2-NiCr HVOF process, coated high strength AISI 4340 with and without shot peening on the axial fatigue strength, in comparison with EHC. Corrosion resistance is also conducted by salt spray tests. S-N curves are obtained in axial fatigue tests. In order to study the influence of residual stresses on fatigue life, the stress field is measured by X-ray tensometry. Scanning electron microscopy and optical metallographic are used to investigate the fatigue source appearance. Experimental data show lower axial fatigue resistance for HVOF coated specimens in comparison to base material. Significant reduction in the fatigue strength of AISI 4340 steel associated with Electroplated Hard Chromium.
Shot peening is an alternative to increase fatigue strength of AISI 4340 steel. Wear resistance is
investigated too. There is a reduction of fatigue strength of AISI 4340 for all HVOF coatings (max. 20%), but less significant than the influence of electrolytic hard chromium (-57%) in 106 cycles.
Treatments with Cr3C2-NiCr and Ni-20 Cr by the HVOF process are alternative treatments for the
protection of AISI 4340 steel with 50 HRc.
KEYWORDS: HVOF process, Shot peening, Residual stress; AISI 4340 Steel;
FIGURA 2.1 – Efeito do shot peening na superfície metálica. ... 27
FIGURA 2.2 – Equipamento para determinação do parâmetro Almen ... 28
FIGURA 2.3 – Microtrincas na superfície do recobrimento de Cromo duro ... 31
FIGURA 2.4 – Sistema de aspersão térmica por HVOF ... 32
FIGURA 2.5 – Formação da camada durante a aspersão térmica... 33
FIGURA 2.6 – Carregamento cíclico com amplitude constante ... 41
FIGURA 2.7 – Curva S-N - Influência do Cromo eletrodepositado na resistência à fadiga em flexão rotativa do aço AISI 4340: R = 1.0 ... 42
FIGURA 2.8 – Aspecto macroscópico de uma superfície de fratura por fadiga .... 46
FIGURA 2.9 – Influência do carregamento na geometria dos escorregamentos na superfície do material ... 47
FIGURA 2.10 – Representação esquemática da propagação de uma trinca por fadiga em metais policristalinos ... 48
FIGURA 2.11 – Fractografia da estria de fadiga na liga de alumínio forjado ... 49
Figura 2.12 – Representação fraturas de fadiga do ponto de vista microscópico .... 50
FIGURA 2.13 – Processo de transferência de metal devido à adesão ... 52
FIGURA 2.14 – Desgaste abrasivo ... 53
FIGURA 2.15 – Balanço entre desgaste corrosivo e oxidativo ... 54
FIGURA 3.1 – Representação esquemática dos tratamentos térmicos de têmpera e revenimento para obter-se dureza de 49 HRc a 53 HRc ... 55
FIGURA 3.2 – Instron 8801 ... 58
FIGURA 3.3 – Corpo de prova de tração ... 59
FIGURA 3.4 – Microdurômetro ... 60
FIGURA 3.5 – Equipamento portátil para analise de tensões residuais ... 61
FIGURA 3.6 – Corpo de prova de fadiga axial ... 62
FIGURA 3.7 – Equipamento para ensaios tribológicos ... 64
FIGURA 3.8 – Corpos de prova para o ensaio pino-disco ... 64
FIGURA 3.9 – Equipamento para ensaio de corrosão em névoa salina ... 65
FIGURA 4.3.1 – Microestrutura do aço 4340 temperado e revenido 500x ... 67
MB e MB + SP ... 69 FIGURA 4.4.2 – Perfil de microdureza do metal base. 100g ... 70 FIGURA 4.4.3a – Superfície de fratura corpo de prova submetido à fadiga axial .. 71 FIGURA 4.4.3b – Apresenta a origem da propagação de trinca originada em
inclusão sub-superficial ... 71 FIGURA 4.4.4 – Apresenta a origem da frente de propagação de trinca ... 71 FIGURA 4.4.5 – Apresenta a análise de EDS na inclusão sub-superficial ... 72 FIGURA 4.4.6 – Apresenta a microestrutura na região oposta ao início da
Propagação da trinca – ver dimples e microporos ... 73 FIGURA 4.4.7a – Superfície fratura do corpo de prova submetido à fadiga axial .. 74 FIGURA 4.4.7b – Apresenta a origem da propagação de trinca originada em
Inclusão sub-superficial ... 74 FIGURA 4.4.8 – Apresenta a origem da propagação de trinca originada em
inclusão sub-superficial ... 74 FIGURA 4.5.1 – Perfil de Tensões residuais na superfície do metal base ... 77 FIGURA 4.5.2 – Perfil microdureza aço AISI 4340 revestido com Cromo duro .... 78 FIGURA 4.5.3a – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga axial - Metal base com shot peening + Cromo duro ... 79
FIGURA 4.5.3b – Apresenta o início da frente de propagação de trinca –
Metal base com shot peening + Cromo duro ... 79
FIGURA 4.5.4 – Apresenta o início da frente de propagação de trinca com maior aumento - Metal base com shot peening + Cromo duro... 79
FIGURA 4.5.5 – Apresenta o início da frente de propagação de trinca –
Metal base com shot peening + Cromo duro ... 80
FIGURA 4.5.6 –Apresenta as microtrincas na camada de cromo –
Metal base com shot peening + Cromo duro ... 80
FIGURA 4.6.1A – Curva SxN para o aço AISI 4340 revestido com WC-CrC-Ni .. 82 Figura 4.6.1B – Análise da perda em fadiga por número de ciclos. ... 82 FIGURA 4.6.2 – Distribuição das tensões em relação à profundidade
FIGURA 4.6.4 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca -Tensão de 950 MPa - Metal base sem shot peening + WC-CrC-Ni ... 88
FIGURA 4.6.5 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca –
Tensão de 950 MPa - Metal base sem shot peening + WC-CrC-Ni ... 88
FIGURA 4.6.6 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca –
Tensão de 950 MPa - Metal base sem shot peening + WC-CrC-Ni ... 89
FIGURA 4.6.7 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca –
Tensão de 950 MPa - Metal base com shot peening + WC-CrC-Ni ... 90
FIGURA 4.6.8 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca. –
Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + WC-CrC-Ni ... 91
FIGURA 4.6.9 – Apresenta o início da segunda frente de propagação da trinca. Tensão de 950 MPa. Metal base com shot peening + WC-CrC-Ni. ... 91
FIGURA 4.7.1A – Curva SxN para o aço AISI 4340 revestido com WC-10Ni ... 93 FIGURA 4.7.1B – Distribuição das tensões em relação à profundidade ... 93 FIGURA 4.7.2 – Distribuição das tensões em relação à profundidade –
WC-10Ni e SP + WC-10Ni ... 96 FIGURA 4.7.3 – Perfil de microdureza aço AISI 4340 revestido com WC-10Ni ... 97 FIGURA 4.7.4a – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga
axial. -Tensão de 950 MPa – Metal base sem shot peening + WC-10Ni ... 98
FIGURA 4.7.4b – Apresenta o início da propagação de trinca. - Tensão de
950 MPa - Metal base sem shot peening + WC-10Ni ... 98
FIGURA 4.7.5 – Apresenta o início da propagação de trinca. -Tensão de 950 MPa.- Metal base sem shot peening + WC-10Ni ... 99
FIGURA 4.7.6a – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga axial. Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + WC-10Ni ... 100
FIGURA 4.7.6b – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga axial. Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + WC-10Ni ... 100
FIGURA 4.7.7 – Apresenta o início da propagação de trinca. - Tensão de
950 MPa – Metal base com shot peening + WC-10Ni ... 100
FIGURA 4.8.1A – Curva SxN para o aço AISI 4340 revestido com Ni-20Cr ... 102 FIGURA 4.8.1B – Distribuição das tensões em relação à profundidade ... 102 FIGURA 4.8.2 – Distribuição das tensões em relação à profundidade –
Ni-20Cr e SP+ Ni-20Cr ... 105 FIGURA 4.8.3 – Perfil microdureza aço AISI 4340 revestido com Ni-20Cr ... 106 FIGURA 4.8.4a – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga
axial. - Tensão de 1.200 MPa – Metal base sem shot peening + Ni-20Cr ... 107
FIGURA 4.8.4b – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga
axial. - Tensão de 1.200 MPa – Metal base sem shot peening + Ni-20Cr ... 107
FIGURA 4.8.5 – Apresenta a microestrutura na interface substrato e recobrimento. 160 micros - Tensão de 1.200 MPa. - Metal base sem shot peening + Ni-20Cr ... 108
FIGURA 4.8.6a – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga
axial. -Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + Ni-20Cr ... 109
FIGURA 4.8.6b – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga
axial. - Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + Ni-20Cr ... 109
FIGURA 4.8.7 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca.
Tensão de 950 MPa - Metal base com shot peening + Ni-20Cr ... 109
FIGURA 4.9.1A – Curva SxN aço AISI 4340 revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe ... 111 FIGURA 4.9.1B – Distribuição das tensões em relação à profundidade ... 111 FIGURA 4.9.2 – Distribuição das tensões em relação à profundidade –
Ni-Cr-B-Si-Fe e SP + Ni-Cr-B-Si-Fe ... 114 FIGURA 4.9.3 – Perfil de microdureza aço AISI 4340 com Ni-Cr-B-Si-Fe ... 115 FIGURA 4.9.4a – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga axial. Tensão de 700 MPa – Metal base sem shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe ... 117
FIGURA 4.9.4b – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga axial. Tensão de 700 MPa – Metal base sem shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe ... 117
FIGURA 4.9.5 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca. - Tensão de 700 MP - Metal base sem shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe ... 117
axial. -Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe ... 118
FIGURA 4.9.7b – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga
axial. -Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe ... 118
FIGURA 4.9.8 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca. Espessura camada: 350 μm – Tensão 950 MPa - MB com shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe. ... 119
FIGURA 4.10.1A – Curva SxN aço AISI 4340 revestido com Cr3C2-NiCr ... 121 FIGURA 4.10.1B – Distribuição das tensões em relação à profundidade ... 121 FIGURA 4.10.2 – Distribuição das tensões em relação à profundidade
Cr3C2-NiCr e SP + Cr3C2-NiCr ... 123 FIGURA 4.10.3 – Perfil de microdureza do aço AISI 4340 revestido com
Cr3C2-NiCr ... 124 FIGURA 4.10.4 – Superfície de fratura do corpo de prova submetido à fadiga
axial. - Tensão de 950 MPa – Metal base sem shot peening + Cr3C2-NiCr ... 126 FIGURA 4.10.5 – Superfície de fratura do corpo de prova submetido à fadiga
axial. - Tensão de 950 MPa – Metal base sem shot peening + Cr3C2-NiCr ... 126 FIGURA 4.10.6 – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga
axial. - Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + Cr3C2-NiCr ... 127 FIGURA 4.10.7 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca. 200μm. - Tensão de 950 MPa - Metal base com shot peening + Cr3C2-NiCr ... 128 FIGURA 4.11.1 – Perda de volume acumulada para a liga bronze-alumínio
630 e o aço AISI 4340 ... 129 FIGURA 4.11.2 – Morfologia na trilha do disco de aço AISI 4340 e no pino bronze- alumínio 630 após ensaio de desgaste ... 130 FIGURA 4.11.3 – Perda de volume acumulada para a liga bronze-alumínio
630 e o Cromo duro ... 132 FIGURA 4.11.4 – Morfologia na trilha do disco revestido com Cromo duro e
no pino bronze-alumínio 630 após ensaio de desgaste ... 133 FIGURA 4.11.5 – Perda de volume acumulada para a liga Bronze-alumínio
FIGURA 4.11.7 – Perda de volume acumulada para a liga bronze-alumínio
630 e o WC-10Ni ... 138 FIGURA 4.11.8 – Morfologia na trilha do disco revestido com WC-10Ni e
no pino bronze-alumínio 630 após ensaio de desgaste ... 139 FIGURA 4.11.9 – Perda de volume acumulada para a liga bronze-alumínio
630 e o Ni-20Cr ... 140 FIGURA 4.11.10 – Morfologia na trilha do disco revestido com Ni-20Cr e no pino bronze-alumínio 630 após ensaio de desgaste ... 141 FIGURA 4.11.11 – Perda de volume acumulada para a liga Bronze-alumínio
630 e o Ni-Cr-B-Si-Fe ... 143 FIGURA 4.11.12 – Morfologia na trilha e fora da trilha do disco revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe e no pino bronze-alumínio 630 após ensaio de desgaste ... 144 FIGURA 4.11.13 – Perda de volume acumulada para a liga Bronze-alumínio
630 e o Cr3C2-NiCr ... 146 FIGURA 4.11.14 – Morfologia na trilha do disco revestido com Cr3C2-NiCr e
no pino bronze-alumínio 630 após ensaio de desgaste ... 147 FIGURA 4.11.15 – Gráfico de dispersão para comparativo dos resultados
Tabela 1 – Terminologia e relação entre os parâmetros de carregamento cíclico de fadiga....41
Tabela 2 -- Tabela 2 - Grupos de corpo de prova para obter as curvas S-N. ... 62
Tabela 3 - Grupos de corpo de prova para ensaio de desgaste ... 63
Tabela 4 – Composição quimica do aço AISI 4340 ... 66
Tabela 5 – Propriedades mecânicas do aço AISI 4340 ... 66
Tabela 6 – Resultados do ensaio de fadiga axial para o aço AISI 4340 com e sem shot peening e EHC ... 75
Tabela 7 – Resultados do ensaio de fadiga axial para o recobrimento WC-CrC- Ni ... 81
Tabela 7A – Resultados e razão média do número de ciclos para a falha do aço AISI 4340 com e sem SP revestido com WC-CrC-Ni ... 84
Tabela 7B – Comparação da resistência a fadiga para alto ciclo (107 ciclos) ... 84
Tabela 8 – Resultados do ensaio de fadiga axial para o recobrimento WC-10Ni ... 92
Tabela 8A – Resultados e razão média do número de ciclos para a falha do aço AISI 4340 com e sem SP revestido com WC-10Ni ... 95
Tabela 8B – Comparação da resistência a fadiga para alto ciclo (107 ciclos) ... 95
Tabela 9 – Resultados do ensaio de fadiga axial para o recobrimento Ni-20Cr ... 101
Tabela 9A – Resultados e razão média do número de ciclos para a falha do aço AISI 4340 com e sem SP revestido com Ni-20Cr ... 104
Tabela 9B – Comparação da resistência a fadiga para alto ciclo (107 ciclos) ... 104
Tabela 10 – Resultados ensaio de fadiga axial para o recobrimento Ni-Cr-B-Si-Fe ... 110
Tabela 10A – Resultados e razão média do número de ciclos para a falha do aço AISI 4340 com e sem SP revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe ... 113
Tabela 10B – Comparação da resistência a fadiga para alto ciclo (107 ciclos) ... 113
Tabela 11 – Resultados do ensaio de fadiga axial para o recobrimento Cr3-C2-NiCr ... 120
Tabela 11A – Resultados e razão média do número de ciclos para a falha do aço AISI 4340 com e sem tratamento de SP revestido com Cr3-C2-NiCr 122
Tabela 11B – Comparação da resistência a fadiga para alto ciclo (107 ciclos) ... 123
Tabela 12 – Composição química da liga bronze Aluminio 630 ... 128
ABNT Associação Brasileira de Normas Técnicas ASTM American Society for Testing and Materials HVOF High Velocity Oxigen Fuel
MEV Microscopia Eletrônica de Varredura SEM Scanning Electron Microscope SE Imagens obtidas por elétrons secundários BSE Imagens obtidas por elétrons retro espalhados
MB Metal base
CCC Estrutura cúbica de corpo centrado HC Estrutura hexagonal compacta SP Shot peening
HV Dureza Vickers
HRc Dureza Rockwell C
EHC Electroplated Hard Chromium
EDS Energy-Dispersive X-ray Spectroscopy
LISTA DE SÍMBOLOS
V Volume de desgaste m3
W Força normal N
L Distância de deslizamento em desgaste m
ımáx Tensão máxima MPa
ımín Tensão mínima MPa
ǻı Intervalo de tensão MPa
ım Tensão média MPa
ıa Amplitude de tensão MPa
R Razão de carga
ıe Tensão de escoamento MPa
ırupt Tensão de ruptura MPa
E Módulo de elasticidade longitudinal GPa
S Tensão máxima MPa
N Número de ciclos
A Corrente elétrica Ampére
g
Unidade de peso gramasl
Unidade de volume litroV
Velocidade de deslizamento m/sm
Unidade de medida metros
Unidade de tempo segundoh
Unidade de tempo horamin
Unidade de tempo minutorpm
Velocidade angular rotação por2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ... 24
2.1 Materiais para componentes estruturais aeronáuticos e automotivos ... 24
2.2 Tensões residuais ... 25
2.3 Shot peening ... 26
2.4 Cromo duro ... 29
2.4.1 Eletrodeposição do Cromo duro ... 29
2.5. Processo HVOF (High Velocity Oxygen Fuel): ... 32
2.6. Fadiga ... 35
2.6.1 Histórico ... 37
2.6.2 Ensaios de fadiga ... 39
2.6.3 Mecanismo da fratura por fadiga ... 43
2.7. Desgaste ... 51
2.7.1 Conceitos de desgaste ... 51
2.7.2 Tipos de desgaste ... 52
3 MATERIAIS E MÉTODOS ... 55
3.1 Análise Química ... 55
3.2 Tratamento Térmico ... 55
3.3 Tratamentos Superficiais ... 56
3.3.1 Shot peening ... 56
3.3.2 Eletrodeposição de Cromo ... 56
3.3.3 Processo HVOF ... 56
3.4. Ensaios e análises... 58
3.4.1 Ensaio de tração ... 58
3.4.2 Microscopia óptica ... 59
3.4.3 Ensaio de microindentação ... 60
3.4.4 Análise de tensão residual ... 60
3.4.5 Ensaios de fadiga ... 61
3.4.6 Microscopia Eletrônica de Varredura ... 63
3.4.7 Ensaios de desgaste ... 63
3.4.8. Ensaio de corrosão em névoa salina ... 65
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 66
4.1 Análise Química ... 66
4.2 Propriedades mecânicas ... 66
4.3 Análise metalográfica ... 67
4.4 Análise do metal base ... 68
4.4.1 Metal base – Resultados do ensaio de fadiga ... 68
4.4.2 Metal base - Resultados do ensaio de tensões residuais ... 69
4.4.3 Metal base – Resultados do ensaio de microindentação ... 70
4.4.4 Metal base - Resultados: análise pela técnica de MEV ... 70
4.5 Recobrimento por Cromo duro ... 75
4.5.1 Cromo duro – Resultados do ensaio de fadiga ... 75
4.5.2 Cromo duro – Resultados do ensaio de tensão residual ... 76
4.5.3 Cromo duro – Resultados do ensaio de microindentação ... 77
4.6.2 WC-CrC-Ni – Resultados do ensaio de tensões residuais ... 85
4.6.3 WC-CrC-Ni - Resultados do ensaio de microindentação ... 86
4.6.4 WC-CrC-Ni - Resultados: análise pela técnica MEV ... 87
4.7 Recobrimento WC-10Ni ... 92
4.7.1 WC-10Ni – Resultados do ensaio de fadiga ... 92
4.7.2 WC-10Ni – Resultados do ensaio de tensões residuais ... 96
4.7.3 WC-10Ni - Resultados do ensaio de microindentação ... 97
4.7.4 WC-10Ni - Resultados: análise pela técnica MEV ... 98
4.8 Recobrimento Ni-20Cr ... 101
4.8.1 Ni-20Cr – Resultados do ensaio de fadiga ... 101
4.8.2 Ni-20Cr – Resultados do ensaio de tensões residuais ... 105
4.8.3 Ni-20Cr Resultados do ensaio de microindentação ... 106
4.8.4 Ni-20Cr - Resultados: análise pela técnica MEV ... 106
4.9 Recobrimento Ni-Cr-B-Si-Fe ... 110
4.9.1 Ni-Cr-B-Si-Fe – Resultados do ensaio de fadiga ... 110
4.9.2 Ni-Cr-B-Si-Fe – Resultados do ensaio de tensões residuais ... 114
4.9.3 Ni-Cr-B-Si-Fe - Resultados do ensaio de microindentação ... 115
4.9.4 Ni-Cr-B-Si-Fe - Resultados: análise pela técnica MEV ... 116
4.10 Recobrimento Cr3-C2-NiCr ... 119
4.10.1 Cr3-C2-NiCr – Resultados do ensaio de fadiga ... 119
4.10.2 Cr3-C2-NiCr – Resultados do ensaio de tensões residuais ... 123
4.10.3 Cr3-C2-NiCr – Resultados do ensaio de microindentação ... 124
4.10.4 Cr3-C2-NiCr - Resultados: análise pela técnica MEV ... 125
4.11 Ensaio de desgaste ... 128
4.11.1 Materiais ... 128
4.11.2: Aço 4340 x bronze-alumínio 630 ... 129
4.11.3: Aço 4340 revestido com Cromo duro x bronze-alumínio 630 ... 131
4.11.4: Aço 4340 revestido com WC-CrC-Ni x bronze-alumínio 630 ... 134
4.11.5: Aço 4340 revestido com WC-10Ni x bronze-alumínio 630 ... 137
4.11.6: Aço 4340 revestido com Ni-20 Cr x bronze-alumínio 630 ... 140
4.11.7: Aço 4340 revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe x bronze-alumínio 630 ... 142
4.11.8: Aço 4340 revestido com Cr3C2-NiCr x bronze-alumínio 630 ... 145
4.12 Ensaio de corrosão em névoa salina ... 148
4.13 Escolha do melhor recobrimento ... 149
5. Conclusões ... 155
6. Sugestões para trabalhos futuros ... 156
INTRODUÇÃO
O aço baixa liga AISI 4340 tem sido largamente utilizado em componentes estruturais devido a (i) alta resistência mecânica, podendo resistir a diversas solicitações estáticas, (ii) boa resistência a fadiga, podendo trabalhar em solicitações dinâmicas, (iii) boa resistência ao desgaste, atendendo ao rigoroso e crescente aumento das exigências para aplicações na engenharia. No entanto, apresenta baixa resistência à corrosão, sendo necessária a aplicação de revestimentos superficiais objetivando proteção contra corrosão e desgaste, por exemplo, a eletrodeposição de Cromo, pois apresenta resistência à corrosão, alta dureza, resistência ao desgaste abrasivo e adesivo, soldabilidade e baixo coeficiente de atrito. O material objeto deste estudo é o aço AISI 4340 tratado para a condição de 52 HRc, revestido por Cromo duro para aplicação em pinos de articulação e eixos da roda em trem de pouso de aeronaves de tamanho médio de uso civil.
Amplamente estudado, o revestimento de Cromo duro gera microtrincas na camada de Cromo, que diminuem a resistência à fadiga do substrato. Assim o pré-tratamento superficial de shot peening é aplicado na superfície do substrato para criar
uma deformação plástica, e gerar tensões residuais compressivas na superfície, que retardam ou eliminam a propagação de trincas, tendendo a aumentar sua vida em fadiga. Com a crescente preocupação dos órgãos governamentais e não governamentais com relação ao meio ambiente, empresas e entidades civis estão conduzindo projetos que objetivam substituir processos eletrolíticos de recobrimento superficiais potencialmente contaminantes (como é o caso do Cromo duro) por outros que forneçam as mesmas características de resistência sem, no entanto, agredirem o homem e o ambiente.
1.1 OBJETIVO DO TRABALHO:
O objetivo principal deste trabalho é estudar a influência dos revestimentos por aspersão térmica, WC-CrC-Ni; WC-10Ni; Ni-20Cr; Ni-Cr-B-Si-Fe; Cr3C2-NiCr pelo processo HVOF, no aço AISI 4340 com alta resistência mecânica (50 HRC), com espessura de camada depositada de 150 μm, e verificar as tensões residuais induzidas e a eficiência dos revestimentos quanto à resistência à fadiga comparativamente com o metal base e o aço AISI 4340 eletrodepositado com o Cromo duro. O comportamento em fadiga é obtido em fadiga axial, levantando suas respectivas curvas de Wöhler (ı x N).
O objetivo secundário é analisar o comportamento destes revestimentos no aço AISI 4340 relativos à corrosão e abrasão. Os ensaios de corrosão e desgaste completam as informações obtidas a respeito dos diversos revestimentos pesquisados.
Análises pela técnica de microscopia ótica e microscopia eletrônica de varredura são utilizadas para avaliar a origem da trinca de fadiga, a microestrutura típica, os prováveis efeitos de aquecimento, nível de porosidade, possíveis trincas, espessura da camada de revestimento, integridade da linha de interface revestimento / substrato e inclusões devido ao jateamento com óxido de alumina, antes da aplicação do revestimento.
1.2 CONTRIBUIÇÃO DO TEMA:
Os processos de recobrimento à base HVOF possuem forte aspecto tecnológico, e têm sido estudados intensivamente nos últimos anos, principalmente como processo alternativo aos processos de revestimento eletrolíticos como o Cromo duro.
É de grande importância social, pois precisam ser estudadas alternativas as substâncias proibidas, como Cromo, Cádmio, Chumbo.
2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1. MATERIAIS PARA COMPONENTES ESTRUTURAIS AERONÁUTICOS E AUTOMOTIVOS
A indústria aeronáutica tem procurado nas últimas décadas o desenvolvimento de materiais para vencer seus principais desafios: baixo peso, velocidade e baixo consumo. As pesquisas foram direcionadas a partes específicas de cada aeronave buscando uma maior eficiência do uso dos materiais e suas ligas. Os aços de baixa liga e novas ligas de alumínio foram exaustivamente estudadas constituindo grande parte das estruturas aeronáuticas. Dentre as partes de uma aeronave, os trens de pouso demandam importantes pesquisas, pois envolvem operações de aterrissagem e decolagem, estando submetidos a altas cargas de serviço em ambientes corrosivos e agressivos (VOORWALD, 2002).
O aço AISI 4340 é um aço de baixa liga contendo níquel, Cromo e molibdênio, tratável termicamente e largamente utilizado na indústria aeronáutica e automotiva para fabricação de componentes estruturais devido às suas propriedades mecânicas, com alta resistência à ruptura e dureza. Apresenta uma boa resistência à fadiga e bom desempenho quando submetido a carregamentos cíclicos. Porém apresenta baixa resistência a corrosão (TORRES, VOORWALD, 2002).
O revestimento de Cromo duro eletrodepositado é um revestimento usualmente utilizado para proteção à corrosão e desgaste, apresentando altos níveis de dureza, e baixo coeficiente de atrito para aplicações aeroespaciais, automotivas e petroquímicas. A dureza do Cromo é da ordem de 70 HRc ou 1.000 HV (VASCONCELOS, 1992).
Uma característica significativa do Cromo eletrodepositado é a alta tensão residual interna originada da decomposição de Cromos híbridos (Cromo alfa + Cromo beta) durante o processo de eletrodeposição (NOGUEIRA, 2003).
Sob condições de fadiga, essas microtrincas propagam-se através do material base diminuindo a resistência do componente. Portanto, deve ser considerado o uso de métodos eficientes para aumentar a vida em fadiga (NASCIMENTO, 2001).
cancerígena, e obviamente nociva à saúde humana. Por essa razão, estuda-se a substituição do Cromo por outros revestimentos que apresentem propriedades mecânicas similares, mas que não tenham restrições ambientais e que preservem a saúde humana.
Pesquisas desenvolvidas mostraram que o uso de revestimentos com materiais como Cromo, Níquel e carbeto de tungstênio permitem uma melhor eficiência a corrosão e maior resistência ao desgaste (NASCIMENTO, 2001).
O processo HVOF (High-Velocity-Oxigen-Fuel) para deposição de revestimentos
alternativos, como carbeto de tungstênio, é considerado uma técnica promissora, pois fornece alta dureza e boa resistência ao desgaste e uma mais baixa redução da resistência à fadiga do substrato quando comparado à redução fornecida pelo revestimento de Cromo duro aplicado ao aço AISI 4340 (NASCIMENTO, 2001).
2.2. TENSÕES RESIDUAIS
Tensões residuais são tensões que estão em equilíbrio nos materiais, em condições de temperatura uniforme e sem carregamento externo. Sendo auto-balanceadas, fazem com que o momento resultante e a força resultante produzidos tendam a zero (BONORA, 2011).
Em geral, são fenômenos que ocorrem em materiais e componentes mecânicos durante os muitos processos de manufatura ou fabricação e também por ação química (BONORA, 2011):
Deformação plástica ou conformação, incluindo laminação, extrusão, flexão, forjamento, shot peening e bombardeamento a laser;
Durante processos de fabricação, tais como soldagem, usinagem, fundição, conformação, etc;
Durante tratamentos térmicos e termomecânicos, incluindo têmpera, tratamento térmico a plasma e laser, nitretação ou uma combinação desses tratamentos;
Sabe-se que as tensões residuais exercem uma importante influência na vida em fadiga em um material. A formação de uma tensão residual de compressão é provavelmente o método mais eficiente de aumentar o desempenho em fadiga. Atualmente, sabe-se que as tensões residuais têm um papel importante na iniciação e crescimento de trincas por fadiga, e podem afetar em muito a vida ou a geometria de uma trinca de fadiga e o estado de tensão local. Próximo à superfície, é um fator importante para nuclear pequenas trincas de fadiga. O principal método comercial de se introduzir tensões residuais compressivas na superfície é pelo processo de shot peening.
Em aços de alta resistência mecânica, as tensões residuais superficiais de tração ou compressão são importantes fatores de influência na vida em fadiga. Tensões residuais de tração tendem a reduzir a resistência à fadiga e tensões residuais de compressão tendem a aumentá-la, observando-se que dessa forma as tensões residuais têm uma importante participação na nucleação e crescimento de trincas por fadiga (TORRES, VOORWALD, 2002).
Atualmente a mais conceituada referência sobre técnica de medições de tensões residuais é o Handbook of Measurements of Residual Stresses. As principais técnicas
de medição de tensões residuais são:
Destrutivas: furo-cego, remoção de camadas, seccionamento
Não-destrutivas: difração de raios-X, difração de nêutrons, ultrasônico, método magnético, etc.
2.3. SHOT PEENING
O campo residual compressivo retarda a nucleação e propagação de trincas, até mesmo com trincas pré-existentes, desde que estejam dentro da zona compressiva.
O shot peening promove modificações superficiais que elevam a resistência à
fadiga, pois geram uma uniformização das tensões residuais nas primeiras camadas do material e da rugosidade (TORRES, 2002; MEO; VIGNJEVIC, 2003; CARVALHO; VOORWALD, 2007).
Figura 2.1 - Efeito do shot peening na superfície metálica (METAL IMPROVEMENT
COMPANY, 2011).
O processo de shot peening é largamente empregado com uma série de objetivos:
aumento da resistência à fadiga, uniformização de tensões nas camadas superficiais, compactação da estrutura cristalina para aumentar a resistência à oxidação, ao atrito e eliminar porosidades, obtenção de rugosidades controladas para reter lubrificação, fixar desmoldantes, etc. (WANG; 1998).
como intensidade Almen. O método consiste no bombardeamento de uma placa de aço padronizada, o aço mola SAE 1070. O impacto das esferas induz tensões residuais nas placas, que se deformam, formando um pequeno arco. Medindo-se a flecha do arco formado, e com a ajuda de uma tabela padronizada, obtém-se a intensidade Almen expressa em termos da deformação da placa. As dimensões da placa são normalizadas e a variação da espessura indica os três tipos de intensidade Almen: N, A e C. A diferença de cada placa está na sua espessura. Os parâmetros que podem influenciar a intensidade de peening são: tamanho, formato, velocidade e dureza da esfera;
propriedades do componente a ser jateado (dureza, resistência mecânica), cobertura de bombardeamento e outros fatores, como temperatura, tempo de tratamento e ângulo de impacto (SOCIETY OF AUTOMOTIVE ENGINEERS norma SAE-AMS-S-13165).
A Figura 2.2 ilustra o equipamento utilizado para a determinação do parâmetro Almen.
2.4 CROMO DURO
O Cromo é encontrado na natureza no minério cromita: FeCr2O4.
Seu número de oxidação pode variar de +I a +VI, sendo o íon Cromo II o mais redutor, o Cromo III o mais estável, Cromo VI o mais oxidante.
O Cromo é inerte em baixas temperaturas, porque é protegido por uma película de óxido que favorece sua resistência à corrosão. É um metal que dissolve em ácido clorídrico e sulfúrico e não é atacado por ácido nítrico (NOGUEIRA, 2003).
O uso mais importante do Cromo é a produção de aços especiais, mas atualmente, é muito empregado como metal para revestimento, devido às seguintes características:
1. Resistência ao desgaste: é uma das qualidades mais apreciáveis do Cromo duro. 2. Resistência à corrosão: o Cromo é resistente à corrosão, protegendo
eficazmente o metal, que atinge um potencial eletroquímico no valor de um metal nobre.
3. Resistência ao risco: esta propriedade está mais ligada com o aspecto da dureza do Cromo.
4. Elevada dureza superficial sem gerar tensões: a dureza é uma das mais importantes características do Cromo, pois fornece resistência ao desgaste e ao risco. Na prática, o Cromo duro apresenta uma dureza média de 70 HRC, equivalente a 1.000 HV (VASCONCELOS, 1992).
2.4.1 ELETRODEPOSIÇÃO DO CROMO DURO
As camadas de Cromo duro são produzidas por eletrodeposição de Cromo metálico a partir de soluções eletrolíticas especiais, sob condições controladas de temperatura, concentração e eletricidade. O resultado é uma camada com excelentes propriedades de dureza, adesão e resistência (NOGUEIRA, 2003).
basicamente trióxido de Cromo e catalisador, geralmente ácido sulfúrico. Também são utilizados outros catalisadores à base de ácidos ou sais de flúor. A voltagem requerida varia de 4 a 10V, dependendo das condições operacionais. Os melhores rendimentos registrados para o banho variam na faixa de 200 a 400g/l de ácido crômico (NOGUEIRA, 2003). A velocidade de deposição gira em trono de 25 μm/h quando se utilizam densidades de corrente de 31 A/dm2 à temperatura de 50o a 55o C.
A estrutura cristalina do depósito de Cromo duro é formada por hidretos de Cromo de composição variada. Esses hidretos podem ser eletrodepositados em estrutura tipo HC (Cr2H para CrH) ou CCC (CrH para CrH2). A formação dos hidretos hexagonais é favorecida normalmente em condições abaixo das condições estabelecidas durante a deposição.
A estrutura normal do Cromo metal é CCC, e é particularmente formada a partir de soluções a quente. A decomposição da estrutura hexagonal ou hidretos de Cromo de estrutura HC para CCC pode envolver uma redução de volume do depósito acima de 15%. Devido a essa redução de volume no plano cristalino próximo ao metal base, o surgimento de trincas partindo da interface para a superfície é considerada normal. A estrutura CCC é denominada Cromo alfa, e a HC é denominada Cromo beta (NOGUEIRA, 2003).
As teorias sobre tensões internas do depósito de Cromo duro indicam que as trincas resultam dos excessos de tensões internas que exercem forças coesivas no metal, geradas a partir da formação e decomposição de hidretos de Cromo. Várias camadas de Cromo ainda mantêm trincas e tensões internas no recobrimento. Essas tensões internas do recobrimento podem se transferir para o metal base a partir destas microtrincas (NOGUEIRA, 2003).
A espessura das camadas de Cromo pode variar entre 0.003 mm a 0.3 mm, dependendo de sua aplicação. Em casos especiais podem-se aplicar espessuras de camadas maiores, mas devem ser analisadas questões econômicas e técnicas.
Na Figura 2.3 é apresentado um exemplo da superfície do Cromo duro onde percebe-se as microtrincas que ocorrem no recobrimento.
Figura 2.3 Microtrincas na superfície do recobrimento de Cromo duro. Aumento 200X. (a) convencional; (b) Corrente reversa acelerada de 15a 30 A/dm2 por 30 s.
(NASCIMENTO, 2001).
ao Cromo duro eletrodepositado, a espessura do eletrodepósito, o método de deposição e a adesão do Cromo ao material base (SOUZA, 2002).
Recentemente inúmeras pesquisas estão sendo realizadas para identificar possíveis alternativas para o uso do Cromo, pois as agências reguladoras aumentaram a restrição de manipulação, armazenamento e descarte de resíduos do Cromo devido à presença do Cromo hexavalente, elemento cancerígeno inerente ao processo (KO LEEG, 1996).
2.5 PROCESSO HVOF (HIGH VELOCITY OXYGEN FUEL)
O processo HVOF é um processo de deposição por aspersão térmica: o material de recobrimento é fundido por uma fonte de calor, e atomizado, atinge a superfície a ser recoberta a alta temperatura e elevada velocidade. É utilizado para aplicação de revestimentos metálicos e cerâmicos por spray (Figura 2.4).
Nesse método, o gás combustível mistura-se com o oxigênio na parte frontal da pistola e a mistura resultante é projetada do injetor e ionizada no exterior da pistola. Essa ignição dá origem a uma chama posicionada ao redor do jato de material de adição, que é propulsionado sob a forma de pó, aquecido e projetado em grande velocidade contra a superfície alvo, aproximadamente 2.000 m/s (FEDRIZZI et al., 2004, SOUZA, NEVILLE, 2007).
O material de adição não se funde completamente, permanecendo em um estado pastoso o suficiente para garantir a aderência ao material base. Essa técnica permite também retrabalhos em superfícies que sofreram desgastes para readquirir dimensões originais. Cada camada aplicada do material de aspersão une-se tenazmente à camada previamente depositada, como no desenho esquemático da Figura 2.5. O processo continua até que seja alcançada a espessura desejada (BOLELLI et al., 2006).
O processo HVOF representa o aprimoramento dos processos de aspersão térmica sem superaquecer as partículas aspergidas, o qual é um fenômeno indesejado por reduzir a resistência ao desgaste dos materiais em aspersão. O processo proporciona o aumento da velocidade de aspersão para 2.000 m/s (representa o dobro da velocidade atingida no processo de aspersão por plasma), produzindo revestimentos mais densos, com menor quantidade de óxido, fato desejável por influir positivamente na vida em fadiga e resistência a corrosão (BOLELLI et al., 2007).
Processos de Aspersão térmica Chama: pó
Chama: arame/cordão Chama: HVOF
Detonação Arco Elétrico Plasma: baixa energia
Plasma: alta energia Cold spray
Velocidade (m/s) 0 200 400 600 800 1.000 1.200
Figura 2.5 - Formação da camada durante a aspersão térmica: (a) uma partícula lançada ao alvo; (b) resultando em ilhas no revestimento. É formada camada com a presença de poros, óxidos e partículas não fundidas.
Os compostos metálico-cerâmicos aplicados por HVOF foram desenvolvidos para prevenir o desgaste do material base e se tornar uma alternativa ecologicamente viável aos processos químicos de eletrodeposição (VOORWALD et al., 2005; SAHRAOUI et al, 2008; ESPALLARGAS et al., 2008).
Pesquisas recentes investigam a proteção ao desgaste do processo de aspersão térmica. Revestimentos cerâmicos depositados por aspersão térmica a plasma são comparados com WC-17%Co e WC-10%Co-4%Cr depositados por HVOF e com o Cromo duro convencional. Os revestimentos por HVOF apresentam maior tenacidade devido à matriz metálica formada durante a deposição. No ensaio pino-disco, a formação de um filme fino por deformação plástica localizada é uma propriedade determinante que confere aos carbetos uma resistência ao desgaste superior ao Cromo e aos revestimentos cerâmicos (BOLELLI et al., 2006).
Analisando seis composições de carbetos depositadas por HVOF e aspersão por plasma e ainda o Cromo duro, Wank e colaboradores (2006) concluem que a solução ótima de um revestimento depende do seu sistema tribológico. Em desgaste abrasivo a seco o WC-10Co-4Cr apresenta melhor desempenho que o Cromo duro e os demais revestimentos HVOF, mas, para ensaios de desgaste a seco com carga oscilatória, o Cromo duro é mais eficiente. As partículas injetadas nas pistolas HVOF também influenciam no comportamento em desgaste. Os revestimentos CrC-NiCr com aglomerados reduzidos apresentam melhor desempenho mecânico e tribológico quando comparados ao Cromo duro (PICAS et al, 2006).
A alta resistência à corrosão do Cromo duro também precisa ser considerada no estudo da sua substituição. Essa característica é atribuída a uma forte película passivada na sua superfície, que não se mantém na ausência de oxigênio (NOGUEIRA, 2003).
Bolelli e colaboradores (2006) investigaram a resistência à corrosão de algumas composições do carbeto de tungstênio em diferentes meios corrosivos. Em uma solução de HCl, o WC-10%Co-4%Cr apresenta maior resistência à corrosão que o Cromo duro, pois nesse meio aparecem pittings de corrosão inerentes à película
tungstênio.
A proteção à corrosão dos revestimentos por HVOF está associada à presença de níquel ou Cromo na composição dos carbetos. A presença desses elementos produz uma proteção à corrosão igual ou até melhor que o Cromo duro (KHALED; YILBAS, 2007; CHIDAMBARAM et al, 2004; BOLELLI et al., 2006).
O processo HVOF de aspersão térmica produz tensões residuais internas compressivas dentro do substrato induzidas pela deformação da superfície, neutralizando as tensões residuais de tração da camada do recobrimento, que ocorrem devido à contração por solidificação da partícula quando atinge a superfície. Em geral, o revestimento por aspersão térmica tem altas tensões internas de tração que surgem por sua contração ou encolhimento causados pelo esfriamento rápido e solidificação das partículas quando golpeiam a superfície. Essas tensões de tração na camada geram tensões compressivas na superfície do substrato (SOUZA, 2002).
Porém, há uma redução na resistência à fadiga do aço, apesar das tensões residuais compressivas induzidas pelo processo. Isso se deve à alta densidade de poros e inclusões de óxido na camada que comumente se forma durante o processo (SOUZA, 2002).
A aspersão térmica geralmente é feita em atmosfera não controlada; podendo acontecer interações químicas, principalmente oxidação que pode ser evidente na microestrutura da camada, como inclusões de óxido em contornos de grão. Essas inclusões na interface das camadas são possíveis locais de nucleação/iniciação de trincas (SOUZA, 2002).
2.6 FADIGA
De acordo com a norma American Society for Testing and Materials - ASTM, o
É o fenômeno que ocorre a um material quando sujeito a um carregamento fixo ou variável, por um determinado tempo e caracteriza-se pelo seu rompimento a uma tensão inferior àquela necessária para que haja a fratura do material devido à aplicação de uma carga estática. É, portanto, um problema que afeta qualquer componente submetido a solicitação dinâmica.
Para iniciar a aplicação de um material é preciso investigar exaustivamente o comportamento de suas propriedades mecânicas sob as solicitações requeridas em campo. O processo de dano e falha de componentes devido a carregamentos cíclicos é denominado fadiga. A previsão da vida em fadiga é a área da engenharia mais abordada na elaboração de componentes aeronáuticos (VOORWALD et al., 2007).
A indústria aeronáutica estuda vida em fadiga por meio de três filosofias de projeto: vida segura, falha segura e tolerância ao dano (SOUZA, 2002).
Na filosofia vida segura, considera-se que cada componente ou conjunto terá uma vida útil baseada em uma probabilidade aceitável de falha em um dado nível de tensão. Após esse período pré-determinado, os componentes são substituídos. Para a previsão de resistência à fadiga, o cálculo é baseado em curvas de Wöhler e a regra de Miner é geralmente utilizada para prever a vida em carregamentos com amplitudes variáveis.
A característica principal da “falha segura” é a redundância, de forma que, ainda que ocorra a rápida propagação de uma trinca, a estrutura permanece intacta e retém uma adequada capacidade de continuar a suportar carregamento.
Na filosofia “tolerância ao dano”, analisa-se a integridade da estrutura pela velocidade de crescimento de trinca, para garantir a durabilidade esperada no projeto e manutenção. Os três princípios fundamentais desse projeto admitem que:
4 Existe uma trinca mínima quando o componente é posto em funcionamento;
4 A trinca irá crescer de uma maneira previamente estudada;
2.6.1 HISTÓRICO
Historicamente a análise de fenômenos da fadiga iniciou com os trabalhos pioneiros de Wöehler sobre as falhas repentinas que ocorriam nos eixos dos vagões das estradas de ferro alemãs, isto na segunda metade do século XIX. Wöehler foi o primeiro que apontou para a importância da amplitude das tensões cíclicas sobre a vida de fadiga, bem como para o efeito de pequenos raios de concordância no fundo de entalhes, que levam a uma falha prematura. A partir desses estudos iniciais, o problema da fadiga passou a ser estudado de uma forma exaustiva, por pesquisadores de todo o mundo, por meio de ensaios realizados com os mais diversos tipos de corpos de prova e de carregamento. A grande maioria dos ensaios estava voltada para o extremo da curva de fadiga correspondente ao regime de alto número de ciclos para falha. Verificou-se que, além do efeito do entalhe, outros fatores influem na resistência à fadiga de componentes mecânicos, passando-se assim a coletar dados experimentais sobre estes efeitos e colocá-los sob a forma de fatores de correção empíricos. Nessa etapa do desenvolvimento do estudo da fadiga vários aspectos causavam controvérsias, não havendo uma explicação correta. Assim, apenas com a sofisticação dos métodos de ensaio e de análise dos resultados é que foi possível resolver vários aspectos duvidosos, que exigiam hipóteses e modelos, às vezes pouco lógicos para explicar certos efeitos verificados na prática, como o efeito de tamanho, do tipo de carga, sensibilidade ao entalhe, e outros mais.
A análise do fenômeno de fadiga pelas tensões que atuam no material é aplicável quando o nível de deformação plástica induzida é baixo, ou seja, quando a vida é relativamente elevada. No caso em que as deformações plásticas crescem, é mais difícil relacionar a vida com o nível de tensão, principalmente se o material não possui um encruamento apreciável. É lógico que, se o material sofre uma deformação cíclica mais elevada, a vida de fadiga fica reduzida, embora a tensão ficasse de acordo com o modelo adotado, constante (Rosa, 2002).
A maior diferença entre a análise de fadiga convencional, ou clássica, baseada no conceito da tensão limite de fadiga e o processo baseado na curva İ - N, é que neste a solicitação no material é fornecida em termos da deformação que o material sofre, e não da tensão. A importância desta diferença é claramente verificada no caso de um componente estrutural com uma descontinuidade geométrica. O efeito de uma descontinuidade deste tipo é o aumento da magnitude das tensões na sua proximidade. Este aumento localizado de tensões pode fazer com que, nesta região, o material sofra deformações plásticas. Em outras palavras, quando o componente estrutural é controlado por tensões, decorrentes das cargas externas, (forças, momentos) as zonas plásticas confinadas ficam controladas por deformações. O comportamento do material nas zonas confinadas pode ser comparado com o comportamento de um corpo de prova ensaiado com controle de deformação.
Em vista do exposto, para prever os efeitos de pontos de concentração de tensão no comportamento à fadiga de componentes estruturais, as deformações que atuam na zona plástica confinada podem ser simuladas pelo ensaio de corpos de prova de pequenas dimensões, de seção uniforme, em condições de deformação controlada. Se a deformação cíclica que age no ponto mais solicitado do componente for a mesma que age no corpo de prova, a vida de nucleação do componente será a mesma que a vida do corpo de prova, pois neste o período de propagação é extremamente pequeno. Assim, conhecendo a dependência da deformação sobre a vida, para o material em questão, é possível prever a vida do componente estrutural, desde que se tenha conhecimento da deformação que age no ponto mais solicitado.
alterar sensivelmente o seu comportamento à fadiga. Essas tensões residuais, em geral, desenvolvem-se quando existe um gradiente de tensões ao longo da seção e, em algum ponto, o limite elástico é ultrapassado. Quando a distribuição de tensões na seção é uniforme, a ocorrência de tensões residuais é possível se o material é solicitado por um carregamento onde são impostas deformações, como no caso de tensões térmicas.
Devido ao efeito de encruamento cíclico que alguns materiais apresentam e ao efeito de amolecimento cíclico de outros, um comportamento inicialmente elástico pode se transformar, após um número de ciclos suficientes, em um comportamento plástico. Assim, para solicitações cíclicas, o limite elástico, ou, mais usualmente, a tensão limite de escoamento, obtido em um ensaio estático de tração, possui pouco significado, já que o material pode encruar ou amolecer ao longo da vida. Um valor mais significativo é o limite de escoamento de uma curva tensão-deformação cíclico, obtido para o material em uma situação já estabilizada (Rosa, 2002).
2.6.2 ENSAIOS DE FADIGA
Os primeiros ensaios de fadiga para pesquisar a resistência a carregamentos cíclicos foram feitos com corpos de prova de seção circular, submetidos a esforços de flexão e postos a girar. Contando-se o número de rotações até a ruptura do corpo de prova, se obtém o número de ciclos que o material suportou até a falha, correspondente ao nível de tensão cíclica atuante. Nesse tipo de ensaio, embora a carga seja constante, a tensão varia senoidalmente com o tempo, devido à rotação do corpo de prova. Em outras situações a tensão varia ciclicamente sobre um valor de tensão média que não é zero, fazendo com que a alternância não seja simétrica, conforme ilustra a Figura 2.6. Isso faz com que seja necessário considerar não só a influência da amplitude da tensão alternante, como também a intensidade da tensão média sobre a resistência à fadiga. A nomenclatura adotada para identificar as tensões atuantes neste caso está ilustrada na Tabela 1.
devido à rotação, tenha o seu nível de tensão variando senoidalmente. O corpo de prova assim permanece até que venha a romper. Novos corpos de prova são ensaiados, com diferentes intensidades de carregamento, permitindo uma avaliação do efeito do nível do carregamento cíclico sobre a vida à fadiga do material em questão. Os resultados desses ensaios são usualmente apresentados na forma gráfica, de valores da tensão alternada aplicada contra o número de ciclos da vida, conforme ilustrado na Figura 2.7, conhecida por curva S-N. A Figura 2.7 mostra tensão máxima x vida em flexão rotativa, (onde ımáx = ıa, pois ım = 0 e R= 1,0).
Uma característica importante, e que deve ser levada em consideração em todo e qualquer problema relacionado com fadiga, é a grande dispersão de resultados existente, principalmente para vidas superiores a 104 ciclos. Isso se deve ao processo de nucleação, que fica bastante influenciado pelas heterogeneidades metalúrgicas, que são aleatoriamente dispersas pelo volume do material.
Outros tipos de ensaios realizados são os de tração-compressão, torção cíclica ou de flexão plana. Atualmente, a tendência é de usar predominantemente testes axiais, de tração-compressão. Alguns ensaios são realizados com o uso de carregamentos combinados, ou seja, tração-flexão, tração-torção, flexão-torção, entre outras combinações. O estudo da fadiga é feito tomando por base os dados obtidos com ensaios de tração-compressão, com controle de carga na região a alto ciclo e com controle de deformação na região a baixo ciclo. Os equipamentos de ensaio são na sua grande maioria máquinas eletro-hidráulico servocontroladas, com realimentação do sinal de controle e possibilidade de medida de várias grandezas simultaneamente. Nos ensaios com controle de deformação as curvas são de İa (componente dinâmica da deformação) contra N ou de ǻİ, faixa de variação da deformação, contra a vida N.
Tabela. 1 - Terminologia, definição e relação entre os parâmetros de um carregamento cíclico de fadiga (PADILHA, 2004).
7(50,12/2*,$ '(),1,d®2 5(/$d®2
IJPi[ 7HQVmRPi[LPD
0DLRUWHQVmRGRFLFOR
IJPtQ 7HQVmRPtQLPD
0HQRUWHQVmRGRFLFOR
IJP 7HQVmRPpGLD
0pGLDGDVWHQV}HV ıP ıPi[ıPtQ
IJD 7HQVmRDOWHUQDGD
&RPSRQHQWHYDULiYHOGDWHQVmR ıD ıPi[±ıPtQ
¨IJ $PSOLWXGHGDVWHQV}HV
'LIHUHQoDGDVWHQV}HVHPPyGXOR ¨ı ıPi[±ıPtQ $
5 5D]mRGDVWHQV}HV
5D]mRHQWUHDWHQVmRPtQLPDHPi[LPD 5 ıPtQıPi[
. &RQVWkQFLDGHFDUJD
5D]mRHQWUHDVWHQV}HVPi[LPDHPpGLD . ıPi[ıP
As curvas S-N são plotadas para amplitudes de tensões constantes, cujos valores estão abaixo do limite elástico do material. O número de ciclos N é considerado como sendo o número de ciclos de tensão necessários para causar a fratura completa do corpo de prova ou da peça. A tensão na qual a curva se mantém na horizontal é um importante parâmetro conhecido como limite de resistência à fadiga. Esse limite é característico de algumas ligas ferrosas, por exemplo, o aço, e ligas a base de titânio, e representa um valor máximo de tensão no qual o material não sofrerá fratura por fadiga, ou seja, abaixo desta tensão não é possível romper o material, não importando o número de ciclos (SCHIJVE, 2003).
103 104 105 106 107
400 600 800 1000 1200 1400 4340:52HRc T ens ão m áxi m a ( M Pa) Ciclos
103 104 105 106 107
400 600 800 1000 1200 1400
52(140 µm)
Figura 2. 7 - Curva S-N - Influência do Cromo eletrodepositado na resistência à fadiga em flexão rotativa do aço AISI 4340: R = 1,0 (VOORWALD et al., 2007).
especificada como uma resistência à fadiga, que corresponde ao valor da tensão para a qual a falha por fadiga não irá ocorrer em um determinado número pré-estabelecido de ciclos, que no caso dessas ligas é da ordem de 108 ciclos (BONORA, 2011).
Para ensaios de fadiga em corpos de prova polidos, com solicitação axial de amplitude constante, o limite superior da região de baixo ciclo varia de 102 a 105 ciclos. Segundo Dieter e Willens (1983), a região de fadiga de baixo ciclo corresponde a N < 104 ciclos (SOUZA, 2002).
Não existe um consenso na literatura sobre um valor fixo para o número de ciclos na curva S-N, que separa nitidamente a região que corresponde à fadiga de alto ciclo da região de baixo ciclo. O número de ciclos que distingue uma região da outra depende da resistência e da ductilidade do material (DIETER, 1984).
Segundo Dieter, o número de alto ciclo corresponde a N > 105 ciclos. Para Willens (1983), fadiga de alto ciclo corresponde a N > 104 ciclos. Nestas condições e, até mesmo para número de ciclos abaixo da faixa de 104 a 105 ciclos, a tensão é considerada elástica, porém, o material sofre deformações plásticas localizadas (SOUZA, 2002).
Neste estudo, para efeito de comparações entre os recobrimentos e o Cromo duro, adotam-se os seguintes valores para fadiga: alto ciclo para N=106 ciclos; médio ciclo, para N=105 ciclos; e baixo ciclo, para N=104 ciclos.
2.6 3 MECANISMO DA FRATURA POR FADIGA
Os fatores considerados causadores da fratura por fadiga (CALLISTER, 2002):
Deformação plástica
Carregamentos que produzem tensões de tração suficientemente altas;
Variações ou flutuações da tensão de tração suficientemente grande;
Número de ciclos ou tempo de atuação da carga suficientemente longo. Trincas de fadiga iniciam-se sob ação de tensões cíclicas e se propagam sob ação de tensões de tração. Tensões de compressão não causam fratura por fadiga (SOUZA, 1982).
Concentradores de tensões geométricos (macroscópicos) e metalúrgicos (microscópicos);
Corrosão;
Temperatura;
Sobrecargas;
Acabamento superficial.
Os materiais de engenharia possuem defeitos que concentram tensões, intensificam as deformações nessas regiões, atingindo muitas vezes valores suficientes para deformar plasticamente o material nesses locais (ZANGRANDI, 2004).
A fratura por fadiga é um processo que se desenvolve basicamente em três estágios (SOUZA, 1982):
Estágio I – Iniciação ou nucleação de microtrincas
O estágio I do processo de fratura por fadiga corresponde à fase inicial da formação de trincas. Tem como características principais os seguintes aspectos:
Não é visível a olho nu e nem perceptível na superfície de fratura;
Uma microtrinca nucleada em condição estável começa a se propagar de forma muito lenta ao longo dos planos cristalográficos orientados a 45° com a direção da tensão de tração. Nos metais policristalinos, a propagação ocorre ao longo dos planos com elevadas tensões de cisalhamento;
Em geral, nunca se propagam a distâncias que vão além de duas a cinco vezes o diâmetro dos grãos em torno da sua origem;
A taxa de propagação da trinca nesse estágio é da ordem de angstroms por ciclo e a duração desse estágio pode representar de zero até 90% da vida da peça ou do componente, dependendo do nível de tensão e das características do material;
A presença de concentradores de tensões diminui sensivelmente a duração desse estágio;
Estágio II – Crescimento ou propagação estável de trincas
O estágio II do processo de fratura por fadiga corresponde à fase de propagação estável da trinca. Tem como características principais os seguintes aspectos:
• enquanto no estágio I a propagação das microtrincas ocorre ao longo de planos cristalográficos bem definidos, que correspondem aos planos de escorregamento orientados a 45° em relação à direção da tensão de tração, no estágio II a direção de crescimento da trinca passa a ser normal a direção da tensão de tração;
• O estágio II é sempre visível a olho nu e pode representar a maior área da superfície de fratura, ainda que não represente necessariamente a maior vida em fadiga;
• A taxa de propagação da trinca nesse estágio é da ordem de micrometros por ciclo;
• A propagação da trinca independe da orientação dos grãos, uma vez que a propagação é preferencialmente transgranular;
• Nesse estágio são formadas as estrias de fadiga para materiais dúcteis. Estágio III – fratura súbita final da seção remanescente
O estágio III de propagação da trinca corresponde à fratura brusca final, de aspecto frágil (macroscopicamente), caracterizado por uma região rugosa e áspera na superfície de fratura. Ocorre quando a área resistente do corpo de prova ou da peça não suporta mais a tensão do ciclo e se rompe.
Em escala macroscópica, a fratura por fadiga apresenta o aspecto de uma fratura frágil, sem mostrar deformações plásticas na região da fratura (SOUZA, 1982). A Figura 2.8 ilustra esquematicamente o aspecto de uma superfície de fratura por fadiga.
Como a trinca se propaga lentamente desde a nucleação até atingir o tamanho crítico, as superfícies fraturadas se atritam a medida que o material é deformado em sentidos opostos em cada ciclo de tensão, devido ao movimento de abertura e fechamento da ponta da trinca, sob a ação das tensões de tração e compressão, respectivamente. Os aspectos característicos do estágio I de nucleação da trinca não são observados na superfície de fratura (ZANGRANDI, 2004; CALLISTER, 2002).
Figura 2.8 - Aspecto macroscópico de uma superfície de fratura por fadiga (SOUZA, 1982).
durante os períodos de paradas ou interrupções (SOUZA, 1982; CALLISTER, 2002). A proporção entre o tamanho da região lisa para o tamanho da região rugosa em uma superfície de fratura por fadiga serve como um indicativo do valor da tensão máxima do ciclo. À medida que a intensidade da tensão máxima do ciclo aumenta, o tamanho da região lisa diminui e o tamanho da região rugosa aumenta e vice-versa. À medida que a tensão máxima do ciclo diminui, a superfície correspondente à região lisa aumenta e o tamanho da região rugosa diminui, indicando que uma pequena área resistente ainda foi capaz de resistir à tensão atuante antes da fratura (CAMARGO, 1995). A propagação de uma trinca por fadiga em escala microscópica apresenta alguns aspectos principais, que caracterizam cada um dos três estágios (CAMARGO, 1995). A Figura 2.9 ilustra esquematicamente a propagação de uma trinca por fadiga em escala microscópica.
As trincas por fadiga em materiais metálicos podem começar em inclusões superficiais e sub-superficiais, riscos, contornos de grão e alterações de seção. Como pode ser visto na Figura 2.9, o início das microtrincas ocorre em bandas de escorregamento normais à superfície do material, que se movimentam por intrusões e extrusões num mecanismo de deformação plástica localizada (SOUZA, 2002).
Figura 2.9 – Influência do carregamento na geometria dos escorregamentos na superfície do material (adaptado do GROSS, LAMPMAN, 1996).
A reversibilidade do movimento de bandas de escorregamento não ocorre por duas razões:
1) nem todas as discordâncias retornam à posição inicial após o endurecimento Superfície metálica
Carregamento estático Carregamento dinâmico
por deformação cíclica,
2) um incremento de escorregamento exposto ao ambiente não inerte pode interagir quimicamente, criando finas camadas oxidas no novo material exposto ou por adsorção química dos átomos do ambiente. Dessa forma entende-se que o início da trinca é um fenômeno superficial (GROSS, LAMPMAN, 1996).
A propagação da microtrinca não ocorre necessariamente ao longo do plano cristalográfico, sendo dependente de estrutura cristalina, tamanho e textura do grão, e dos obstáculos à movimentação de discordâncias. Depois de iniciado, o processo de propagação estável da trinca divide-se em dois estágios de crescimento, esquematizados na Figura 2.10 (GROSS; LAMPMAN, 1996).
No estágio I, a zona plástica da ponta da trinca é confinada em alguns grãos. O crescimento ocorre predominantemente em cisalhamento simples, na direção do primeiro sistema de escorregamento. Neste estágio, a aparência da superfície de fratura é plana e serrilhada.
