INFLUÊNCIA NA VIDA EM FADIGA DA ESPESSURA DAS CAMADAS DE NÍQUEL E CROMO DURO EM AÇO ABNT 4340 Guaratinguetá 2004 RODOLFO DE QUEIROZ PADILHA INFLUÊNCIA NA VIDA EM FADIGA DA ESPESSURA DAS CAMADAS DE NÍQUEL E CROMO DURO EM AÇO ABNT 4340 Tese apresentada à Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá da Universidade Estadual Paulista, para obtenção de título de Doutor em Engenharia Mecânica na área de Projetos e Materiais. Orientador:Prof. Dr. Herman Jacobus Cornelis Voorwald. Co-Orientador: Prof. Dr. Celso Pinto Morais Pereira Guaratinguetá - SP 2004 DADOS CURRICULARES RODOLFO DE QUEIROZ PADILHA NASCIMENTO 28.02.1955 – Marília / SP FILIAÇÃO Mauro de Queiroz Padilha Maria de Lourdes Vicente de Azevedo de Q. Padilha 1980 Curso de Graduação em Engenharia Metalúrgica Fundação Armando Alvares Penteado- FAAP São Paulo - SP. 1997 Mestre em Ciências Instituto Tecnológico da Aeronáutica - ITA São José dos Campos - SP. 2004 Doutor em Engenharia Mecânica Faculdade de Engenharia da UNESP Campus de Guaratinguetá - SP. A Deus e a minha família. AGRADECIMENTOS A realização deste trabalho só foi possível em virtude da colaboração direta e indireta de muitas pessoas. Manifesto minha gratidão a todas, e especialmente: ao Prof. Dr. Herman Jacobus Cornelis Voorwald, pela dedicação, apoio e incentivo, amizade e conhecimento; ao Grupo de Fadiga e Materiais Aeronáuticos do Departamento de Materiais e Tecnologia, DMT da FEG-UNESP, pelo auxílio e discussão dos resultados; ao técnico Célio José do Departamento de Materiais e Tecnologia da FEG- UNESP, pelo auxílio valioso na execução dos ensaios de fadiga; à EMBRAER/ELEB – Divisão de Equipamentos, nas pessoas dos Engenheiros Walter Luis Pigatin e Vanderlei Faria, pelo assunto em si e apoio técnico fornecido; ao CTA-IAE-AMR, nas pessoas dos Pesquisadores Dalcy Roberto dos Santos e Pedro Paulo de Campos, que possibilitaram os meios para elaboração deste trabalho; ao DEMAR-FAENQUIL, na pessoa do Prof. Dr. Marcos Valério Ribeiro pela cooperação na confecção de corpos de prova para ensaios de fadiga; aos colegas da AMR/CTA, Rogério Duque Gonçalves e Elizabeth Godoy Salgado, que me auxiliaram na utilização do microscópio eletrônico de varredura (MEV); a todos os professores do Departamento de Materiais e Tecnologia da UNESP/FEG, pelos ensinamentos transmitidos; e aos amigos do Departamento de Materiais do IAE, CTA, pelo incentivo e ajuda para que esta tese fosse concluída. SUMÁRIO LISTA DE FIGURAS LISTA DE TABELAS LISTA DE SÍMBOLOS RESUMO ABSTRACT SUMÁRIO 1 INTRODUÇÃO...................................................................... 26 1.1 CONSIDERAÇÕES INICIAIS................................................ 26 1.2 OBJETIVOS............................................................................. 29 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA.............................................. 31 2.1 FADIGA................................................................................... 31 2.1.1 Conceitos................................................................................. 31 2.1.2 Histórico.................................................................................. 32 2.1.3 Processo de fadiga.................................................................. 33 2.1.4 Parâmetros das solicitações cíclicas ...................................... 34 2.1.5 Carregamentos cíclicos.......................................................... 35 2.1.6 Curva σ – N............................................................................. 37 2.1.7 Análise estatística dos dados de fadiga................................. 38 2.1.7.1 Distribuição exponencial de Weibull....................................... 39 2.1.8 Relação entre tensão e deformação durante a fadiga......... 41 2.1.9 Fatores que afetam a resistência à fadiga dos metais......... 42 2.1.9.1 Efeito da composição química................................................. 42 2.1.9.2 Fatores metalúrgicos................................................................ 43 2.1.9.3 Tensões residuais...................................................................... 43 2.1.9.4 Efeito do tratamento superficial............................................... 46 2.1.9.5 Efeito da tensão média e concentradores de tensões................ 48 2.1.9.5.1 Tensão média............................................................................ 48 2.1.9.5.2 Concentrador de tensões........................................................... 50 2.1.9.5.3 Combinação do efeito do entalhe e tensão média.................... 52 2.1.10 Nucleação de trincas por fadiga............................................ 53 2.1.10.1 Fatores que influenciam a nucleação de trincas por fadiga........................................................................................ 55 2.1.11 Propagação de trincas em fadiga.......................................... 55 2.1.11.1 Efeito de multicamadas na propagação de trincas em fadiga... 58 2.2 REVESTIMENTO................................................................... 59 2.2.1 Introdução............................................................................... 59 2.2.2 Tipos de revestimentos........................................................... 60 2.2.3 Eletrodeposição....................................................................... 60 2.2.3.1 Conceitos.................................................................................. 60 2.2.3.2 Fatores que influenciam na eletrodeposição............................ 61 Limpeza e preparação da superfície......................................... 61 Densidade da corrente.............................................................. 62 Concentração do eletrólito....................................................... 63 Temperatura............................................................................. 64 Agitação do eletrólito............................................................... 64 Metal base................................................................................ 64 2.2.3.3 Fragilização pelo hidrogênio.................................................... 64 2.2.3.4 Eletrodeposição de cromo duro ............................................... 65 2.2.3.4.1 Propriedades do revestimento de cromo duro.......................... 67 Dureza e resistência ao desgaste.............................................. 67 Baixo coeficiente de atrito........................................................ 67 Resistência à corrosão e à temperatura..................................... 68 Camada repelente..................................................................... 68 Características paramagnéticas................................................ 68 2.2.3.4.2 Banhos...................................................................................... 69 2.2.4 Revestimento por níquel químico (“electroless”)................ 70 3 MATERIAIS E MÉTODOS.................................................. 73 3.1 INTRODUÇÃO....................................................................... 73 3.2 MATERIAL E CORPOS DE PROVA.................................... 73 3.3 CARACTERIZAÇÃO DO MATERIAL................................. 73 3.3.1 Análise química...................................................................... 73 3.3.2 Tratamentos térmicos............................................................ 74 3.3.3 Exame metalográfico.............................................................. 75 3.3.4 Ensaios de dureza................................................................... 75 3.3.5 Ensaios de tração.................................................................... 75 3.4 REVESTIMENTO SUPERFICIAL......................................... 75 3.4.1 Espessura dos revestimentos................................................. 75 3.4.2 Deposição de cromo duro...................................................... 76 3.4.3 Deposição de níquel químico................................................. 76 3.4.4 Ensaios de fragilização........................................................... 77 3.4.5 Ensaio de corrosão em névoa salina..................................... 78 3.4.6 Tensão residual ....................................................................... 78 3.4.7 Ensaio de microdureza Vickers............................................ 79 3.5 ENSAIOS DE FADIGA........................................................... 79 3.5.1 Ensaio de fadiga por flexão rotativa..................................... 79 3.5.2 Ensaio de fadiga axial ............................................................ 81 3.6 ANÁLISES DAS SUPERFÍCIES DE FRATURA.................. 82 3.7 METROLOGIA DO ENTALHE DOS CDPS ENTALHADOS....................................................................... 82 4 RESULTADOS E DISCUSSÕES......................................... 83 4.1 CONSIDERAÇÕES INICIAIS................................................ 83 4.2 RESULTADOS PRELIMINARES.......................................... 83 4.2.1 Composição química.............................................................. 83 4.2.2 Exames metalográficos.......................................................... 84 4.2.3 Ensaios de dureza no metal base........................................... 84 4.2.4 Ensaios de dureza nas camadas de cromo e níquel............. 84 4.2.5 Ensaios de tração.................................................................... 85 4.3 ENSAIOS DE FRAGILIZAÇÃO PELO HIDROGÊNIO....... 86 4.4 ENSAIO DE NÉVOA SALINA.............................................. 87 4.5 MEDIDAS DAS TENSÕES RESIDUAIS EM CORPOS DE PROVA.................................................................................... 87 4.6 ENSAIO DE FADIGA POR FLEXÃO ROTATIVA.............. 92 4.6.1 Aço ABNT 4340:39HRc, revestido com cromo duro.......... 92 4.6.2 Aço ABNT 4340:52HRc, revestido com cromo duro.......... 93 4.6.3 Análise fratográfica do aço ABNT 4340:39HRc, revestido com cromo duro ............................................................... 96 4.6.4 Análise fratográfica do aço ABNT 4340:52HRc, revestido com cromo duro ..................................................................... 97 4.6.5 Comparação entre as curvas de aço ABNT 4340, revestido com cromo, nas durezas de 39 HRc e 52 HRc..... 98 4.7 AÇO ABNT 4340:39HRC, REVESTIDO COM CROMO E CAMADA INTERMEDIÁRIA DE NÍQUEL......................... 99 4.7.1 Considerações preliminares.................................................. 99 4.7.2 Análise das curvas e corpos de prova na condição 39Bp (12-16µm/100-140µm)............................................................ 101 4.7.3 Análise das curvas e corpos de prova na condição 39Pm (6-9µm/181-230µm)................................................................ 107 4.7.4 Análise das curvas e corpos de prova na condição 39Ms (18-24µm/231-280µm)............................................................ 112 4.7.5 Análise das curvas e corpos de prova na condição 39Ma (18-24µm/281-370µm)............................................................ 117 4.7.6 Análise das curvas e corpos de prova na condição 39Ab (45-53µm/141-180µm)............................................................ 122 4.7.7 Análise das curvas e corpos de prova na condição 39Ss (33-41µm/231-280µm)............................................................ 127 4.7.8 Análise dos corpos de prova na dureza de 39 HRc em relação ao nível de tensão de ensaio...................................... 132 4.8 AÇO ABNT 4340:52HRC, REVESTIDO COM CROMO E CAMADA INTERMEDIÁRIA DE NÍQUEL......................... 136 4.8.1 Considerações preliminares.................................................. 136 4.8.2 Análise das curvas e corpos de prova na condição 52Bx (12-16µm/100-180µm)............................................................ 137 4.8.3 Análise das curvas e corpos de prova na condição 52Py (6-9µm/141-280µm)................................................................ 140 4.8.4 Análise das curvas e corpos de prova na condição 52Mz (18-24µm/100-280µm)............................................................ 143 4.8.5 Análise das curvas e corpos de prova na condição 52Az (45-53µm/100-280µm)............................................................ 147 4.8.6 Análise das curvas e corpos de prova na condição 52Ss (33-41µm/231-280µm)............................................................ 152 4.8.7 Análise dos corpos de prova na dureza de 52 HRc em relação ao nível de tensão de ensaio...................................... 155 4.9 ENSAIO DE FADIGA AXIAL............................................... 158 5 CONCLUSÕES...................................................................... 165 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS................... 167 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS..................................... 168 LISTA DE FIGURAS FIGURA 2.1- Desenho ilustrativo do processo de propagação de trincas por fadiga............................................................... 33 FIGURA 2.2- Alguns parâmetros de um ensaio de fadiga....................... 34 FIGURA 2.3- Amolecimento e endurecimento cíclicos........................... 36 FIGURA 2.4 - Representação de Manson e Herschberg para o amolecimento e endurecimento cíclicos ........................... 36 FIGURA 2.5 - Curva tensão(S) versus Nº de ciclos (N)........................... 37 FIGURA 2.6 - Laço de histerese sob carga cíclica................................... 41 FIGURA 2.7- Distribuição de tensão residual em equilíbrio................... 44 FIGURA 2.8- Distribuição de tensões em flexão rotativa com tensão residual compressiva na superfície.................................... 46 FIGURA 2.9- Influência da tensão média na vida em fadiga................... 49 FIGURA 2.10- Diagramas de Gerber, Goodman e Soldeberg mostrando o efeito da tensão média.................................................... 50 FIGURA 2.11- Diagrama de Goodman aplicado para cdps com e sem entalhes.............................................................................. 52 FIGURA 2.12 Fatores de nucleação de trincas em componentes sujeitos a esforços cíclicos.............................................................. 53 FIGURA 2.13 Modelo de nucleação de trinca em fadiga nas bandas de deslizamento...................................................................... 53 FIGURA 2.14 Estágios I e II da propagação de uma trinca por fadiga.... 56 FIGURA 2.15 Formas de zona plástica na ponta da trinca....................... 57 FIGURA 2.16 Simulação de propagação de trincas em sistema de multicamadas..................................................................... 59 FIGURA 2.17 Fluxograma da preparação de aço para eletrodeposição... 62 FIGURA 2.18 Variação da tensão residual no revestimento de níquel químico em função da porcentagem de fósforo presente.. 72 FIGURA 3.1- Representação esquemática do tratamento térmico de têmpera e revenimento, para dureza de 39 HRc................ 74 FIGURA 3.2- Representação esquemática do tratamento térmico de têmpera e revenimento, para dureza de 52 HRc................ 74 FIGURA 3.3- Corpos de prova para ensaio de fragilização..................... 77 FIGURA 3.4- Dispositivo para ensaio de fragilização............................. 78 FIGURA 3.5- Corpo de prova para ensaio de fadiga por flexão rotativa (em mm)............................................................................ 79 FIGURA 3.6- Modo de carregamento do ensaio de fadiga por flexão rotativa............................................................................... 80 FIGURA 3.7- Corpo de prova com entalhe para ensaio de fadiga axial (em mm)............................................................................ 82 FIGURA 4.1 Microestrutura de martensita revenida do aço ABNT 4340. Aumento:200 x. Ataque: Nital 3%.......................... 84 FIGURA 4.2 Corpos de prova após ensaio de névoa salina................... 87 FIGURA 4.3 Perfis de tensões residuais do aço ABNT 4340:39HRc, sem e com revestimento de cromo (100 µm).................... 87 FIGURA 4.4 Perfis de tensões residuais do aço ABNT 4340:52HRc, sem e com revestimento de cromo. (100 µm)................... 88 FIGURA 4.5 Relação entre valores de tensão residual e espessura da camada de cromo, aço ABNT 4340:39HRc...................... 91 FIGURA 4.6 Relação entre valores de tensão residual e espessura da camada de cromo, aço ABNT 4340:52HRc...................... 91 FIGURA 4.7 Curvas σ-N do material base, com 39 HRc, e material base revestido com cromo duro, nas espessuras de 45 µm, 120 µm e 160 µm....................................................... 93 FIGURA 4.8 Curvas σ-N do material base, com 52 HRc, e material base revestido com cromo duro, na espessura de 140µm.. 94 FIGURA 4.9 Mudança do perfil de tensões máximas devido a introdução de um revestimento mais duro que o metal base.................................................................................... 95 FIGURA 4.10- Fratografia do cdp 2. Vista geral da superfície de fratura. MEV. Aumento:37x.......................................................... 96 FIGURA 4.11- Fratografia do cdp 2. Região de início de trinca. MEV. Aumento:500x................................................................... 96 FIGURA 4.12- Fratografia do cdp 5. Região de início de trinca. MEV. Aumento:1000x................................................................. 97 FIGURA 4.13- Fratografia do cdp 18. Região de início de trinca. MEV.Aumento:300x......................................................... 97 FIGURA 4.14- Fratografia do cdp 29. Região de início de trinca. MEV. Aumento:300x................................................................... 98 FIGURA 4.15- Curvas σ-N, aço ABNT 4340, sem e com cromo, nas durezas de 39 HRc e 52 HRc............................................ 98 FIGURA 4.16- Curvas σ-N, comparando todas as condições na dureza de 39 HRc.......................................................................... 101 FIGURA 4.17- Curvas σ-N do aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Bp (12-16µm/100-140µm)............................................ 102 FIGURA 4.18- .Perfil de tensões residuais do aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Bp (12-16µm/100-140µm)........................ 103 FIGURA 4.19- Perfil das espessuras das camadas de níquel e cromo, na condição 39Bp(12-16µm/100-140µm).............................. 103 FIGURA 4.20- Fratografia do cdp 47. Aumento:22x. MEV:se. Vista geral da superfície de fratura............................................. 105 FIGURA 4.21- Fratografia do cdp 50. Aumento:20x. MEV:se. Início de trinca no substrato.............................................................. 105 FIGURA 4.22- Fratografia do cdp 47. Aumento:250x. MEV:bse. Trinca no revestimento................................................................. 105 FIGURA 4.23- Fratografia do cdp 48. Aumento:200x. MEV:bse. Trinca no revestimento................................................................. 106 FIGURA 4.24- Fratografia do cdp 50. Aumento:200x. MEV:bse. Trinca no revestimento................................................................. 106 FIGURA 4.25- Fratografia do cdp 50A. Aumento:250x. MEV:bse. Trinca no revestimento, atravessando a camada de níquel (seta maior) e propagando na interface (seta menor)........ 106 FIGURA 4.26- Curvas σ-N do aço ABNT 4340:39 HRc, na condição 39Pm (6-9µm/181-230µm)................................................ 108 FIGURA 4.27- Perfil de tensões residuais do aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Pm (6-9µm/181-230µm)........................... 108 FIGURA 4.28- Perfil das espessuras das camadas de níquel e cromo na condição 39Pm (6-9µm/181-230µm)................................ 108 FIGURA 4.29- Fratografia do cdp 58. Aumento:150x. MEV:se. Início de trinca no substrato. Observa-se que houve descolamento..................................................................... 110 FIGURA 4.30- Fratografia do cdp 60. Aumento:1.130x. MEV:se. Trinca no revestimento de cromo. Observa-se que houve descolamento..................................................................... 111 FIGURA 4.31- Fratografia do cdp 60. EDS das regiões 1 e 2 da figura anterior............................................................................... 111 FIGURA 4.32- Fratografia do cdp 61. Aumento:1.000x. MEV:se. Trinca no revestimento de cromo retida pela camada de níquel... 111 FIGURA 4.33- Fratografia do cdp 64. Aumento:280x. MEV:bse. Trinca no revestimento de cromo. Houve obstrução pela camada de níquel............................................................... 112 FIGURA 4.34- Curvas σ-N do aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Ms (18-24µm/231-280µm)............................................ 113 FIGURA 4.35- Perfil de tensões residuais do aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Ms (18-24µm/231-280µm)........................ 113 FIGURA 4.36- Perfil das espessuras das camadas de níquel e cromo na condição 39Ms (18-24µm/231-280µm)............................ 114 FIGURA 4.37- Fratografia do cdp 90. Aumento:45x. MEV:se. Vista geral da superfície de fratura............................................. 115 FIGURA 4.38- Fratografia do cdp 90. Aumento:500x. MEV:se. Trinca no revestimento................................................................. 116 FIGURA 4.39- Fratografia do cdp 93. Aumento:200x. MEV:se. Trinca no revestimento................................................................. 116 FIGURA 4.40- Curvas σ-N do aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Ma (18-24µm/281-370µm)............................................ 117 FIGURA 4.41- Perfil de tensões residuais do aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Ma (18-24µm/281-370µm)....................... 118 FIGURA 4.42- Perfil das espessuras das camadas de níquel e cromo, na condição 39Ma (18-24µm/281-370µm)............................ 118 FIGURA 4.43- Fratografia do cdp 101. Aumento:70x. MEV:se. Início de trinca na superfície........................................................ 120 FIGURA 4.44- Fratografia do cdp 101. Aumento:200x. MEV:se. Trinca propagou pela interface Ni/substrato e pela camada de níquel................................................................................. 120 FIGURA 4.45- Fratografia do cdp 105. MEV:se. Trinca propagou pelas interfaces Ni/substrato e Cr/Ni. Aumentos:(a) 300x, (b) 1.000x e (c) 2.130x............................................................ 120 FIGURA 4.46- Fratografia do cdp 105. EDS da interface Cr/Ni, identificada na Figura. 4.45 (c).......................................... 121 FIGURA 4.47- Fratografia do cdp 107. Aumento:67x. MEV:se. Início de trinca no substrato......................................................... 121 FIGURA 4.48- Curvas σ-N do aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Ab (45-53µm/141-180µm)............................................ 122 FIGURA 4.49- Perfil de tensões residuais do aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Ab (45-53µm/141-180µm)........................ 123 FIGURA 4.50- Perfil das espessuras das camadas de níquel e cromo, na condição 39Ab (45-53µm/141-180µm)............................. 123 FIGURA 4.51- Fratografia do cdp 124. Aumento:200x. MEV:se. Trinca na camada e na interface Ni/substrato............................... 125 FIGURA 4.52- Fratografia do cdp 125.Aumento:200x. MEV:se. Trinca na camada e na interface Ni/substrato (setas).................... 125 FIGURA 4.53- Fratografia do cdp 131.Aumento:50x. MEV:se. Início de trinca no substrato e perda de parte da camada................. 126 FIGURA 4.54- Fratografia do cdp 129. Aumento: 200x. MEV:se. Início de trinca na camada e deflexão na interface Ni/substrato. 126 FIGURA 4.55- Curvas σ-N do aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Ss (33-41µm/231-280µm)............................................. 127 FIGURA 4.56- Perfil de tensões residuais do aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Ss (33-41µm/231-280µm)......................... 128 FIGURA 4.57- Perfil das espessuras das camadas de níquel e cromo, na condição 39Ss (33-41µm/231-280µm).............................. 128 FIGURA 4.58- Fratografia do cdp137. Aumento:150x. MEV:se. Trinca na camada. Descolamento nas duas interfaces (Cr/Ni e Ni/substrato........................................................................ 130 FIGURA 4.59- Fratografia do cdp 138. Aumentos:(a)50x e (b)300x. MEV:se. (a) Início de trinca no substrato. (b) trinca na camada............................................................................... 130 FIGURA 4.60- Fratografia do cdp 139. Aumentos:(a) 100x (b) 230x. MEV:se. Trinca nas camadas............................................ 130 FIGURA 4.61- Fratografia do cdp141. Aumentos:200x. MEV:se. Trinca na camada e descolamento................................................ 131 FIGURA 4.62 Fratografia do cdp 139. Aumentos:(a)100x (b)230x. MEV:(a)se. (b)bse. Trincas na camada de cromo............. 131 FIGURA 4.63 Histograma do Nf de corpos de prova no nível de tensão 871 MPa................................................................................................... 132 FIGURA 4.64 Histograma do Nf de corpos de prova no nível de tensão 771 MPa............................................................................. 132 FIGURA 4.65 Histograma do Nf de corpos de prova no nível de tensão 671 MPa............................................................................. 133 FIGURA 4.66 Histograma do Nf de corpos de prova no nível de tensão 571 MPa............................................................................. 133 FIGURA 4.67 Curvas σ-N, comparando todas as condições do aço ABNT 4340:52HRc........................................................... 137 FIGURA 4.68 Curva σ-N do aço ABNT 4340:52 HRc, na condição 52Bx (12-16µm/100-180µm)............................................ 138 FIGURA 4.69 Perfil de tensões residuais do aço ABNT 4340:52HRc, na condição 52Bx (12-16µm/100-180µm)........................ 138 FIGURA 4.70 Fratografia do cdp 69. Início de trinca no substrato (a) e (b) e trinca na camada (b). Aumentos:(a) 60x. (b) 230x... 139 FIGURA 4.71 Fratografia do cdp 74. Aumento:1390x. MEV:se. Trinca na interface Cr/Ni.............................................................. 140 FIGURA 4.72 Fratografia do cdp 75. MEV:se. (a) Aumento:154x. Início de trinca (seta ) no substrato (b) Aumento:300x. trinca na camada (seta) – detalhe de (a)............................ 140 FIGURA 4.73 Curva σ-N do aço ABNT 4340:52 HRc, na condição 52Py (6-9µm/141-280µm)................................................. 141 FIGURA 4.74 Perfil de tensões residuais do aço ABNT 4340:52HRc, na condição 52Py (6-9µm/141-280µm)............................ 141 FIGURA 4.75 Fratografia do cdp 81. Aumento:100x. MEV:se. Início de trinca no substrato......................................................... 142 FIGURA 4.76 Fratografia do cdp. MEV:se. (a)Aumento:250x. Início de trinca no substrato e trinca propagando-se na interface. (b)Aumento:500x. Detalhe de (a)...................................... 142 FIGURA 4.77 Curva σ-N do aço ABNT 4340:52 HRc, na condição 52Mz (18-24µm/100-280µm)............................................ 143 FIGURA 4.78 Perfil de tensão residual do aço ABNT 4340:52HRc, na condição 52Mz (18-24µm/100-280µm)............................ 144 FIGURA 4.79 Fratografia do cdp 80. Aumento:37x. MEV:se. Início de trinca no substrato.............................................................. 145 FIGURA 4.80 Fratografia do cdp 80. Aumento:150x. MEV:se. Trinca no revestimento................................................................. 145 FIGURA 4.81 Fratografia do cdp 113. Aumento:14x. MEV:se. Inícios de trincas no substrato....................................................... 145 FIGURA 4.82 Fratografia do cdp 114. Aumento:800x. MEV:se. Início de trinca no substrato. Presença de inclusão no substrato. 146 FIGURA 4.83 Fratografia do cdp 115. MEV:se.(a) Aumento:130x. Início de trinca no revestimento(seta). (b) Aumento:273x 146 FIGURA 4.84 Curva σ-N do aço ABNT 4340:52 HRc, na condição 52Az (45-53µm/100-280µm)............................................ 147 FIGURA 4.85 Perfil de tensões residuais do aço ABNT 4340:52HRc, na condição 52Az (45-53µm/100-280µm)........................ 148 FIGURA 4.86 Fratografia do cdp 148. Aumento:(a)1000x e (b)500x. Descolamento da camada do substrato. Observa-se microtrincas retidas na interface Cr/Ni............................. 149 FIGURA 4.87 Fratografia do cdp 148. Aumento:150x. Início de trinca no substrato e propagação pela interface Cr/Ni. Observa- se descolamento................................................................. 149 FIGURA 4.88 Fratografia do cdp 149. Aumento:220x. Propagação de trinca na interface Cr/Ni. Sem descolamento.................... 150 FIGURA 4.89 Fratografia do cdp 150. Aumento:37x. Início de trinca no substrato....................................................................... 150 FIGURA 4.90 Fratografia do cdp 150. Aumento:650x. Trinca na camada de níquel e propagando na interface Cr/Ni........... 150 FIGURA 4.91 Fratografia do cdp 156. Aumento:(a)100x e (b)300x. Início de trinca no substrato e descolamento da camada no substrato........................................................................ 151 FIGURA 4.92 Curva σ-N do aço ABNT 4340:52 HRc, na condição 52Ss (33-41µm/231-280µm)............................................. 152 FIGURA 4.93 Perfil de tensões residuais do aço ABNT 4340:52HRc, na condição 52Ss (33-41µm/231-280µm)......................... 153 FIGURA 4.94 Fratografia do cdp160. Aumento:400x. MEV:se. Início de trinca no substrato......................................................... 154 FIGURA 4.95 Fratografia do cdp161. Aumento:130x. MEV:se. Trinca na camada e descolamento na interface Cr/Ni.................. 154 FIGURA 4.96 Fratografia do cdp162. MEV:se. Aumentos:(a)60x.e (b)400x. (a) Início de trinca no substrato, e (b) descolamento, com perda de material............................... 154 FIGURA 4.97 Fratografia do cdp164. Aumento:400x. MEV:se. Trinca na camada de cromo, descolamento na interface Cr/Ni e perda de parte da camada de níquel................................... 155 FIGURA 4.98 Histograma do Nf de corpos de prova no nível de tensão 1.071 MPa.......................................................................... 155 FIGURA 4.99 Histograma do Nf de corpos de prova no nível de tensão 971 MPa............................................................................. 156 FIGURA 4.100 Histograma do Nf de corpos de prova no nível de tensão 871 MPa............................................................................. 156 FIGURA 4.101 Histograma do Nf de corpos de prova no nível de tensão 771 MPa............................................................................. 156 FIGURA 4.102 Curvas σ-N de fadiga axial do aço ABNT 4340:39HRc, com e sem entalhe............................................................. 158 FIGURA 4.103 Fratografia de cdp do material base com entalhe Aumento:44x. MEV:se. Nível de tensão 1.172 MPa........ 159 FIGURA 4.104 Curvas σ-N de fadiga axial do aço ABNT 4340:39HRc + Cr, com e sem entalhe.................................................... 160 FIGURA 4.105 Fratografia do cdp :material base + cromo. Espessura da camada de cromo: 150µm. (a) aumento:12x (b) aumento:130x. Nível de tensão 1.172 MPa....................... 160 FIGURA 4.106 Fratografia de cdp :material base + cromo. Espessura da camada de cromo: 140µm. (a) aumento:12x (b) aumento: 200x. Nível de tensão 838 MPa......................................... 160 FIGURA 4.107 Fratografia de cdp: material base + cromo, com entalhe. Nível de tensão 1.172 MPa. (a)aumento:30x (b)aumento:181x. MEV: se............................................... 161 FIGURA 4.108 Fratografia de cdp: material base + cromo, com entalhe. Nível de tensão 838 MPa. Espessura da camada de cromo: 52,6µm. Aumento:316x. MEV: bse...................... 161 FIGURA 4.109 Curvas σ-N de fadiga axial do aço ABNT 4340:39HRc+ Cr + Ni, em cdps com e sem entalhe................................. 162 FIGURA 4.110 Fratografia de cdp: ABNT 4340:39HRc+Cr+Ni. Nível de tensão 838 MPa. Espessura: Ni=18,0µm, Cr=217µm. (a)aumento:50x, (b)aumento:214x.................................... 162 FIGURA 4.111 Fratografia de cdp: ABNT 4340:39HRc + Cr + Ni, com entalhe. Nível de tensão 1.172 MPa. Vista geral da superfície de fratura. Aumento:12x................................... 163 FIGURA 4.112 Fratografia de cdp: ABNT 4340:39HRc + Cr + Ni, com entalhe. Nível de tensão 1.172MPa. Espessura: Ni = 15,0 µm, Cr=29µm.. (a) aumento:420x, (b) aumento:752x...... 163 FIGURA 4.113 Curvas σ-N de fadiga axial de cdps sem entalhe............... 164 FIGURA 4.114 Curvas σ-N de fadiga axial de cdps com entalhe.............. 164 LISTA DE TABELAS TABELA 3.1 Simbologia adotada para identificação das espessuras das camadas....................................................................... 76 TABELA 4.1 Composição química do aço utilizado............................... 83 TABELA 4.2 Valores de dureza Rockwell C.......................................... 84 TABELA 4.3 Valores de microdureza Vickers (HV) – Aço ABNT 4340:39HRc....................................................................... 85 TABELA 4.4 Valores de microdureza Vickers (HV) – Aço ABNT 4340:52HRc....................................................................... 85 TABELA 4.5 Resultados dos ensaios de tração....................................... 86 TABELA 4.6 Resultados dos ensaios de fragilização.............................. 86 TABELA 4.7 Medidas de tensão residual – Aço ABNT 4340:39HRc.... 89 TABELA 4.8 Medidas de tensão residual – Aço ABNT 4340:52HRc.... 90 TABELA 4.9 Aço ABNT 4340:39HRc, revestido com cromo, nas espessuras de 45 µm e 120 µm.......................................... 92 TABELA 4.10 Aço ABNT 4340:52HRc, revestido com cromo, na espessura de 140 µm.......................................................... 94 TABELA 4.11 Espessuras encontradas nos cdps de aço ABNT 4340:39HRc....................................................................... 100 TABELA 4.12 Aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Bp (12-16µm/100-140µm)...................................................... 102 TABELA 4.13 Relação entre espessuras e Nf dos cdps na condição 39Bp ................................................................................. 104 TABELA 4.14 Comparação dos resultados de fadiga das condições 39Bp e 39Bb...................................................................... 104 TABELA 4.15 Aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Pm (6-9µm/181-230µm).......................................................... 107 TABELA 4.16 Relação entre espessuras e Nf dos cdps na condição 39Pm.................................................................................. 109 TABELA 4.17 Aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Ms (18-24µm/231-280µm)...................................................... 113 TABELA 4.18 Relação entre espessuras e Nf dos cdps na condição 39Ms.................................................................................. 115 TABELA 4.19 Aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Ma (18-24µm/281-370µm)...................................................... 117 TABELA 4.20 Relação entre espessuras e Nf dos cdps na condição 39Ma.................................................................................. 119 TABELA 4.21 Aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Ab (45-53µm/141-180µm)...................................................... 122 TABELA 4.22 Relação entre espessuras e Nf dos cdps na condição 39Ab.................................................................................. 124 TABELA 4.23 Aço ABNT 4340:39HRc, na condição 39Ss (33-41µm/231-280µm)...................................................... 127 TABELA 4.24 Relação entre espessuras e Nf dos cdps na condição 39Ss................................................................................... 129 TABELA 4.25 Simbologia adotada para as espessuras do aço ABNT 4340:52HRc....................................................................... 136 TABELA 4.26 Aço ABNT 4340:52HRc, na condição 52Bx (12-16µm/100-180µm)...................................................... 138 TABELA 4.27 Aço ABNT 4340:52HRc, na condição 52Py (6-9µm/141-280µm).......................................................... 141 TABELA 4.28 Aço ABNT 4340:52HRc, na condição 52Mz (18-24µm/100-280µm)...................................................... 143 TABELA 4.29 Aço ABNT 4340:52HRc, na condição 52Az (45-53µm/100-280µm)...................................................... 147 TABELA 4.30 Aço ABNT 4340:52HRc, na condição 52Ss (33-41µm/231-280µm)...................................................... 152 TABELA 4.31 Comparação dos resultados de fadiga por flexão rotativa entre cdps com dureza de 39HRc e 52 HRc...................... 157 TABELA 4.32 Fadiga axial do aço ABNT 4340 / (ABNT 4340)-e.......... 158 TABELA 4.33 Fadiga axial do aço ABNT 4340 + Cr / (ABNT 4340+ Cr)-e................................................................................... 159 TABELA 4.34 Fadiga axial do aço ABNT 4340 + Cr +Ni / (ABNT 4340 + Cr + Ni)-e.............................................................. 162 LISTA DE SÍMBOLOS E SIGLAS β Parâmetro de forma ou inclinação de Weibull ∆K Variação do fator intensidade de tensão ∆εe Deformação elástica ∆εp Deformação plástica ∆σ Variação de tensão γ Parâmetro de localização η Parâmetro de escala ou vida característica µm Micrometro σ Tensão aplicada σa Amplitude de tensão σe Tensão limite de escoamento σf m Tensão de flexão máxima σ0 Resistência à fadiga σm Tensão média σmáx. Tensão máxima σmín. Tensão mínima σn Limite de fadiga de corpo de prova sem entalhe σn’ Limite de fadiga de corpo de prova com entalhe σr Tensão limite de resistência σT Resistência à tração σ - N Tensão versus Nº de ciclos A Ampère Å Ângstrom ABNT Associação Brasileira de Normas Técnicas AISI American Iron and Steel Institute AMR Atividade em Materiais Raros (Divisão de Materiais) ASTM American Society for Testing and Materials ASME American Society of Mechanical Engineers BDPs Bandas de deslizamento persistente bse Eletron retroespalhado (“backscatering eletron”) oC Graus Celsius cdp Corpo de prova cdps Corpos de prova cm Centímetro CTA Centro Técnico Aeroespacial COPPE Coordenação dos Programas de Pós-graduação em Engenharia da/dN Taxa de propagação dm Decímetro DP Desvio padrão DMT Departamento de Materiais e Tecnologia (FEG/UNESP) E Módulo de elasticidade ELEB Embraer Liebherr Equipamentos do Brasil S/A EMBRAER Empresa Brasileira de Aeronáutica exp Exponencial FEG Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá Fmáx. Carga máxima a ser ajustada fn Tensão nominal devido ao carregamento fp Tensão do material g Grama h Hora (s) HB Dureza Brinell HRc Dureza Rockwell C HV Dureza Vickers Hz Hertz IAE Instituto de Aeronáutica e Espaço IFI Instituto de Fomento e Coordenação Industrial Kf Fator entalhe em fadiga Kt Fator de concentração de tensão teórico kgf Quilograma força kN Quilonewton l Litro m Massa m Metro Mf Momento de flexão MEV Microscópio Eletrônico de Varredura mm Milímetro MPa Megapascal N Número de ciclos No Número de ciclos para nucleação Nf Número de ciclos para fraturar N Newton P Carga q Sensibilidade ao entalhe r Raio de curvatura na ponta da trinca R Razão de tensão Ra Rugosidade média S Área. SAE Society of Automotive Engineers se Eletron secundário (“secondary eletron”) SENAI Serviço Nacional de Aprendizagem Industrial t Tonelada UFRJ Universidade Federal do Rio de Janeiro UNESP Universidade Estadual Paulista PADILHA, R. Q. Influência na vida em fadiga da espessura das camadas de níquel e cromo duro em aço ABNT 4340. 2004, 175f. Tese (Doutorado em Engenharia Mecânica) - Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista, Guaratinguetá. RESUMO Este estudo objetiva analisar a influência da espessura de uma camada intermediária de níquel químico sob cromo duro eletrodepositado no aço de alta resistência, ABNT 4340 (utilizado em trens de pouso de aeronaves), com dureza de 39 HRc e 52 HRc. A análise é realizada por meio de dados obtidos nos ensaios de fadiga por flexão rotativa, das amostras revestidas com cromo duro, com e sem camada intermediária de níquel químico. As espessuras com melhor desempenho foram submetidas a ensaio de fadiga axial, em corpos de prova com e sem entalhe. Os resultados demonstram que a aplicação da camada de níquel químico é benéfica, em todas as espessuras analisadas, porém, há espessura que seu desempenho é ainda melhor. O tema proposto surgiu do interesse da ELEB - Embraer Liebherr Equipamentos do Brasil, em buscar por novas alternativas ou melhorias ao atual revestimento de cromo duro convencional. Palavras-chave: Fadiga, Cromo duro, Níquel químico. PADILHA, R. Q. The effect of of the thickness of nickel and hard chromium layer in the in fatigue life of steel ABNT 4340. 2004, 175f. Tese (Doutor em Engenharia Mecânica) - Faculdade de Engenharia, Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista - Guaratinguetá ABSTRACT The aim of this study is to analyze the effect of the thickness of an intermediate layer of chemical nickel under chromium electroplating on a high resistance steel ABNT 4340 (used in aircrafts landing gears), with hardness of 39 and 52 HRc. The analysis is done through data obtained from rotating bending fatigue tests of samples coated with hard chromium, with and without intermediate layer of chemical nickel. The thickness with better performance are submitted to axial fatigue tests, with and without notch. The results demonstrate that the application of a layer of chemical nickel is beneficial, in all of the analyzed thickness although some thicknesses present even better performance. The proposed work is due to the interest of the Brazilian Company of Aeronautics, Division of Equipments - EMBRAER/ELEB - in searching for new alternatives or improvements to the current coating with conventional hard chromium. Keywords: Fatigue, Hard chromium electroplating, Electroless nickel coating. Capítulo 1 1 INTRODUÇÃO 1.1 CONSIDERAÇÕES INICIAIS No final dos anos 20 e início dos anos 30, ocorreu uma mudança revolucionária na aeronáutica com o aparecimento de formas aerodinâmicas de aeronaves metálicas com características tais como: capôs removíveis, retração do trem de pouso e construção de revestimentos de alumínio (JAKAB, 1999). O metal permitiu aos engenheiros melhorar o desempenho dos componentes e inovar os projetos estruturais, mas, o interessante é que muitas dessas inovações foram utilizadas, primeiramente, nas aeronaves de tecido, independentemente do tipo de material aplicado. A quantidade de idéias originais que coalesceram nos anos 30 constitui a maior linha divisória do período da tecnologia aeroespacial. O metal levou esta revolução dos projetos básicos para o limite praticável da engenharia e tecnologia. O metal não gerou a revolução estrutural. Quanto às estruturas aeronáuticas, os dois desenvolvimentos mais significantes apareceram na Primeira Guerra Mundial, que foram a longarina da asa e a fuselagem monocoque e seus projetos refinados nas décadas seguintes (JAKAB, 1999). As duas aeronaves que mais personificam a revolução estrutural são: o Boeing 247 D, de 1933, e o Douglas DC 3, de 1935. Eles tinham capôs removíveis, as asas ficavam juntas ao ventre da fuselagem, o trem de pouso era recolhível e eram inteiramente metálicos (VAN DER LINDEN, 1991). As falhas por fadiga em máquinas e veículos em serviço sempre levaram a muitos esforços e avanços no estudo do estado-da-arte. Foi no período de 1945 a 1960 que se colheram os frutos dos resultados das investigações acontecidos nos anos de 1920 a 1945. No campo aeronáutico, entretanto, o problema de fadiga foi particularmente grave, pois a construção de muitos aviões civis ingleses foram baseadas em projetos de aeronaves militares da Segunda Guerra Mundial, que requeriam vida em fadiga em torno de 5.000 horas, 27 bem abaixo dos exigidos para aeronaves civis, com um mínimo de 30.000 horas (SCHÜTZ, 1996). O número de acidentes com aeronaves cresceu muito após a Segunda Guerra Mundial. Notadamente com os dois casos dos aviões Comet, que em 1954 caíram por falha na fuselagem ocorridas a partir dos cantos das janelas, e que resultou em uma preocupação bem maior com os problemas de fadiga em aeronaves. O acidente ocorrido em 1969 com uma aeronave F-111, fraturado por fadiga na asa, levou a Força Aérea Norte-Americana a adotar uma mudança complexa nas especificações estruturais, combinado com um imenso programa de mecanismo da fratura, que continua até os dias de hoje (SCHÜTZ; GARCIA, 1996, 1998). Muitos projetos estão envolvidos em assegurar a integridade estrutural das aeronaves, tais como os jatos de transportes da Boeing, que têm em comum a validade pela análise extensiva aos testes e ao desempenho em serviço. Projetos para a integridade estrutural continuada na presença de danos, tais como fadiga ou corrosão, são uma evolução no processo. Critérios de projeto para a prevenção de falhas por fadiga têm envolvido o conceito de vida infinita para a filosofia de tolerância ao dano. A metodologia de projeto de vida infinita deseja assegurar uma tensão máxima antes que o material atinja o seu limite de fadiga. Se o material não exibir um limite de fadiga definido, então o nível de tensão correspondente a um número de 108 ciclos ou 109 ciclos deve ser escolhido como valor para o limite na curva σ – N. Componentes de máquinas rotacionais ou engenharia de válvulas são designados por este método (ELLYIN, 1997). A detecção de danos por fadiga é baseada na estimativa de confiança de encontrar juntamente com o crescimento do dano e a avaliação da tensão residual e têm sido aplicados nos projetos e procedimentos de manutenção e reparos em aeronaves (GORANSON; PAYNE; 1997, 1976). As considerações do projeto de aeronaves têm levado em conta três procedimentos, a saber (GORANSON, 1997): 28 a) A integridade estrutural, que é desenvolvida por dois caminhos básicos: 1. projetar e verificar a resistência da estrutura sem dano especificado, levando em consideração manobras, taxiamento, rajadas de vento e turbulência; e 2. projetar a estrutura para a sustentação de cargas de falha segura com o limite do dano por um período de serviço acima de manutenção para detecção de danos e reparos; b) A durabilidade estrutural que se baseia na interação entre tolerância ao dano estrutural e características de durabilidade devem existir no projeto, fabricação e operação de aeronaves. A evolução dos projetos e requisitos de manutenção é motivada tanto pela segurança como por conceitos econômicos. Tolerância ao dano é dirigida pelos requisitos de certificação da aeronave, enquanto que as características de durabilidade influenciam principalmente no custo da aeronave e são ditados por requisitos de competitividade do mercado internacional. Os testes de fadiga de componentes ou de estruturas inteiras são valiosos para a estimativa inicial da vida de um dado modelo. c) No passado, os requisitos de inspeção eram baseados na experiência em serviço e hoje os projetos utilizam-se do dano crescente. A tolerância ao dano compreende três elementos distintos de igual importância para alcançar os desejáveis níveis de segurança (GORANSON, 1997): 1. limite do dano – o dano máximo, incluindo as múltiplas trincas secundárias, que a estrutura pode sustentar no limite de carga; 2. crescimento do dano – o intervalo de tempo da progressão do dano, do início da detecção até o dano limite, variando a magnitude das cargas, seqüência das cargas e influência ambiental; e 3. programação de inspeção – uma seqüência de inspeções da frota de aeroplanos com métodos e intervalos pré-determinados para permitir oportunamente a detecção de danos. 29 1.2 OBJETIVOS O conhecimento do perfil da trajetória das trincas, por intermédio de vários materiais pela qual elas se propagam, é de grande importância no estudo de análises de falhas. Existem estudos tentando colocar obstáculos no caminho das trincas e saber como estão interferindo na sua propagação, com relação ao tempo e desvio de trajetória, evitando assim que peças sejam trocadas sem que se conheça se o tamanho da trinca é crítico. O revestimento superficial tem sido adotado como opção pela indústria aeronáutica brasileira – EMBRAER/ELEB para amenizar este problema. Tendo em vista uma análise detalhada em relação ao revestimento superficial, pretende-se estabelecer os seguintes objetivos para este trabalho: • verificar a eficácia da colocação de uma camada intermediária de níquel químico entre o revestimento de cromo duro e o substrato, no caso o aço ABNT 4340, de qualidade aeronáutica, variando-se as espessuras dos dois revestimentos, para se determinar uma melhor condição no comportamento sobre fadiga; e • fazer uma análise fratográfica do comportamento das trincas no revestimento. Este trabalho é de interesse da indústria aeronáutica, pois ela utiliza revestimento de cromo duro em aço de alta resistência, geralmente ABNT 4340, em diversas partes do trem de pouso. A dureza utilizada nas peças de aço é quase que na sua totalidade no valor de 52 HRc, mas também requer dureza de 39 HRc. Para tanto, este estudo analisa a influência das espessuras dos revestimentos nos dois valores de dureza do aço ABNT 4340. A viabilidade deste trabalho só foi possível com o envolvimento da: a) Divisão de Materiais do Instituto de Aeronáutica e Espaço do Centro Técnico Aeroespacial - AMR/IAE/CTA, que forneceu o matéria-prima para este trabalho, proporcionou a realização dos ensaios de fadiga axial e análise por microscopia eletrônica de varredura (MEV), b) Embraer Liebherr Equipamentos do Brasil S/A - ELEB, onde foram realizados os revestimentos de cromo duro e níquel químico, c) Faculdade de 30 Engenharia de Guaratinguetá da Universidade Estadual Paulista - FEG/UNESP, onde foram realizados os ensaios de fadiga por flexão rotativa e d) Coordenação dos Programas de Pós-graduação em Engenharia da Universidade Federal do Rio de Janeiro - COPPE/UFRJ, onde foram medidas as tensões residuais. 31 Capítulo 2 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA Na revisão bibliográfica abordam-se os conceitos envolvidos neste trabalho, tais como, conceitos de fadiga, nucleação de trincas por fadiga, incluindo também alguns tipos de revestimentos, que contribuem para o seu desenvolvimento. 2.1 - FADIGA 2.1.1 Conceitos Segundo a norma American Society for Testing Materials-ASTM (1997), o termo fadiga refere-se a um “processo progressivo de alteração estrutural localizada e permanente que ocorre em um material submetido a condições que produzem tensões e deformações flutuantes em algum ou alguns pontos, e que culmina em trincas ou na fratura completa após um número suficiente de flutuações”. A fadiga é a causa mais freqüente das fraturas em materiais. Em projetos de peças submetidos a carregamento cíclico, não pode ser desprezado um estudo apurado visando a segurança estrutural a seu respeito e a confiança nos componentes estruturais. Duas abordagens importantes nos projetos quanto à fadiga devem ser considerados: um é baseado no conceito de “vida segura” e outro na “falha segura” (PAYNE; SURESH, 1976, 2001). Se a vida prevista da estrutura requer que não surja nenhuma trinca por fadiga, ou seja, a vida útil da estrutura poderá ser determinada, possibilitando ao seu término, a substituição ou mesmo a retirada da peça, trata-se então o conceito de “vida segura”. Este procedimento é baseado na teoria da máxima tensão de cisalhamento para falhar e consiste em achar a amplitude máxima de tensão de cisalhamento no ciclo (ELLYIN; PAYNE, 1997, 1976). No entanto, se é adotado um método de projeto realístico, ou seja, caso em que fica garantida a propagação das trincas de fadiga, não conduzindo a uma falha estrutural completa, por escoamento ou por fratura, este método é denominado “falha 32 segura”. Por este procedimento, o componente é projetado de tal forma que se admite a presença de trinca nele e esta não levará a falha antes de ser detectada. Através do estudo da Mecânica da Fratura poder-se-á ter-se o controle destas falhas, conhecido como “tolerância ao dano”. Inspeções periódicas são planejadas para detectar o tamanho da trinca. Uma importante consideração neste estudo é a seleção de materiais com alta tenacidade à fratura (ELLYIN; PAYNE, 1997, 1976). 2.1.2 Histórico O termo fadiga foi mencionado pela primeira vez pelo inglês Braithwaite em 1854, para descrever uma série de falhas ocorridas, em serviço, em diversos componentes, segundo Schütz (1996) em artigo sobre a história da fadiga. As falhas por fadiga em máquinas e veículos em serviço sempre levaram a significativos esforços e avanços no estudo do estado-da-arte. O início deu-se com o trabalho de W.A.J. Albert nos idos dos anos de 1830, nas minas de Oberharz sobre falhas nas correntes transportadoras de minério e dos trabalhos de Wöhler e seus predecessores na Inglaterra, publicados a partir de 1858, quando da avaliação das quebras ocorridas nos eixos dos vagões e locomotivas (SCHÜTZ, 1996). Também contribuiram para esta evolução, projetos e construção de máquinas para ensaio de fadiga, a influência da amplitude de tensões e da tensão máxima de carregamentos cíclicos na fadiga, a observação da propagação de trincas durante a vida em serviço dos componentes, entre outros. Destes estudos surgiram os gráficos “tensão versus número de ciclos para a fratura”, que posteriormente foram chamados de “curvas de Wöhler” ou “curvas σ -N ”. Em um trabalho desenvolvido em 1910 por L. Bairstow (1910), quando se investigavam as variações do “limite elástico” em metais submetidos a carregamentos cíclicos, foi observado que os corpos de provas podiam sofrer deformações permanentes se as tensões cíclicas aplicadas estivessem abaixo do limite de escoamento do material. Em 1920, Griffith (1920) desenvolveu as bases da Mecânica da Fratura buscando explicar o porquê da resistência de um material ser consideravelmente menor do que a 33 resistência teórica baseada nas forças entre átomos. Griffith concluiu que, na realidade, os materiais devem conter pequenos defeitos (trincas) microscópicos que reduzem sua resistência. Estas trincas microscópicas causam concentração de tensões que impulsionam o seu crescimento. 2.1.3 Processo de fadiga O processo de fadiga pode ser dividido em três estágios [(MEYERS; CHAWLA, 1999; CETLIN; SILVA, 1979): • Estágio I, no qual ocorre a nucleação da trinca, por meio de uma deformação plástica localizada; • Estágio II, que é o crescimento da trinca num plano perpendicular à direção da tensão principal de tração; e • Estágio III, na fratura brusca final, que ocorre no último ciclo de tensões quando a trinca em sua propagação progressiva atinge um tamanho crítico, tornando-se esta propagação instável. Figura 2.1 - Desenho ilustrativo do processo de propagação de trincas por fadiga (MEYERS; CHAWLA, 1999). Observa-se neste processo de fadiga, a necessidade de duas condições básicas para que ocorra fratura por fadiga, ou seja, a presença de deformação plástica 34 localizada e de tensões de tração, pois são estas que provocam a propagação da trinca no estágio II (CETLIN; SILVA, 1979). 2.1.4 Parâmetros das solicitações cíclicas A vida em fadiga de um material é representada pelo número de ciclos de tensão, ou deformação, necessários para causar a falha. Para esta avaliação, os materiais são submetidos a testes de laboratórios sujeitos a vários tipos de carregamentos. Os mais comuns são os ensaios de fadiga que compreendem carga axial, flexão rotativa e flexão alternada (DOWLING, 1998). Vários parâmetros são analisados quando se realiza um ensaio de fadiga, e os principais estão apresentados na Figura 2.2. Figura 2.2 - Alguns parâmetros de um ensaio de fadiga (CETLIN; SILVA, 1979). σmáx = (tensão máxima) maior valor algébrico da tensão no ciclo; σmín = (tensão mínima) menor valor algébrico da tensão no ciclo; σm = valor médio das tensões máxima e mínima; e ∆σ = variação da tensão cíclica. Os dois últimos parâmetros, além da amplitude de tensão (σa) e a razão de carga (R), são calculados a partir dos dois primeiros parâmetros e apresentados nas equações 2.1 a 2.4 (SURESH; CETLIN&SILVA; DOWLING; HERTZBERG, 2001, 1979, 1998, 1995): 35 ; (2.1) ; (2.2) ; e (2.3) (2.4) A amplitude de tensão e a variação da tensão (σa e ∆σ) são sempre positivas, pois σmáx. > σmín., na qual a tensão é considerada positiva. Os valores de σmáx. , σmín. e σm podem ser positivos ou negativos (HERTZBERG, 1995). 2.1.5 Carregamentos cíclicos A ciclagem pode ser controlada pela tensão, que oscila entre dois extremos conforme representação da Figura 2.2. Neste caso, a amplitude de tensão é constante. A ciclagem também pode ser controlada pela deformação com amplitude de deformação constante (KLESNIL; LUKÁS, 1992). Quando a função controladora é a tensão, a resistência do material à deformação pode aumentar com o número de ciclos a ele submetido, isto é, com o mesmo nível de tensão a deformação vai se tornando cada vez menor, comportamento conhecido como endurecimento cíclico. Por outro lado, pode ocorrer o contrário, isto é, um aumento nas deformações, mantendo-se o mesmo nível de tensão, fenômeno conhecido como amolecimento cíclico. De maneira análoga, quando a deformação é controlada, ocorre o endurecimento cíclico, pelo qual são necessários níveis de tensões cada vez maiores para manter os limites de deformações impostos ou o amolecimento cíclico, quando a tensão aplicada é cada vez menor para manter os limites de deformações impostos (HERTZBERG, 1995; KLESNIL; LUKÁS, 1992). 2 .. mínmáx m σσ σ + = 2 .. mínmáx a σσ σ − = .. mínmáx σσσ −=∆ máx mínR σ σ .= 36 A diferença dos valores entre as curvas, tensão versus deformação monôtonica e tensão versus deformação cíclica, determina se houve endurecimento ou amolecimento do material (LUKÁS; KUNZ, 1989). A Figura 2.3 representa o comportamento do ciclo quando do endurecimento e amolecimento cíclicos. Figura 2.3 - Amolecimento e endurecimento cíclicos, (adaptado de HERTZBERG, 1995 ): (a) representação do ciclo quando a tensão é controlada; e (b) representação do ciclo quando a deformação é controlada. Manson e Herschberg (1964) apresentam uma regra geral que diz que, se a razão entre o limite de resistência e a tensão de escoamento for maior que 1,4, então ocorre endurecimento cíclico. Se a razão for menor que 1,2, ocorre amolecimento cíclico; e se o valor da razão estiver entre 1,2 e 1,4 o comportamento do material é incerto. Amolecimento cíclico comportamento incerto endurecimento cíclico 1,2 1,4 σT/σe Figura 2.4 – Representação de Manson e Herschberg para o amolecimento e endurecimento cíclicos. 37 2.1.6 Curvas σ – N A maneira mais usual de apresentar os resultados dos ensaios de fadiga, pelos quais corpos de prova idênticos são submetidos a várias amplitudes de tensão (geralmente à amplitude constante), é por intermédio das curvas σ-N ou curvas de Wöhler (KLESNIL; LUKÁS, 1992). As curvas são construídas lançando os valores de amplitude de tensões (σ) no eixo das ordenadas e o número de ciclos necessário à fratura (Nf), no eixo das abcissas (MEYERS; CHAWLA, 1982). A Figura 2.5 exibe curvas características de fadiga de ligas ferrosas e ligas não ferrosas. Figura 2.5 - Curva tensão(σ) versus Nº de ciclos (N) (MEYERS; CHAWLA, 1982): A) ligas ferrosas e B) ligas não ferrosas. A tensão na qual a curva se mantém na horizontal é conhecido como limite de fadiga, também chamado de endurance limit. Quando N = 107 ciclos, é considerado vida infinita para os metais ferrosos. Os metais não ferrosos em geral não apresentam um patamar do limite de fadiga e, então, caracteriza-se fornecer o limite de fadiga para um número arbitrário de ciclos, da ordem de 108 ciclos. Para tais ligas não há limite de fadiga, e a falha resultante da carga cíclica é somente uma função do número de ciclos (DOWLING; KLESNIL; MEYERS; FUNCHS; DATSKO, 1998, 1992, 1982, 1980, 1997). Os pontos para levantamento da curva σ –N são baseados em resultados de teste de fadiga em laboratório. O teste de fadiga por flexão rotativa é o mais utilizado. 38 Na máquina de fadiga por flexão rotativa, com momento fletor constante, a região em rotação entre as partes submetidas a flexão está sujeita a um momento fletor ao longo de todo seu comprimento que, enquanto sob sua influência, o corpo de prova está sofrendo rotação em torno do eixo longitudinal. Desse modo, qualquer ponto da superfície está sujeito a uma reversão de tensão completa, isto é, quando o corpo de prova está com compressão máxima na posição superior; na posição inferior, ele vai estar com tração máxima (DOWLING, 1998). Como o corpo de prova faz rotação em seu próprio eixo, ela fica sujeita a uma tensão cíclica com amplitude constante. A região superficial experimenta uma tensão, que se alterna com o tempo, entre máxima e mínima. A cada meio ciclo há uma mudança de esforço de tração para um valor igual de esforço de compressão. O ciclo é repetido na freqüência de rotação da máquina e a tensão segue uma lei senoidal (DOWLING ; ZAHAVI; SOUZA, 1998, 1996, 1995). 2.1.7 Análise estatística dos dados de fadiga Para se obter dados significativos de engenharia, isto é, valores seguros que podem ser aplicados em projetos de máquinas, deve ser realizado um grande número de testes. Os testes são seguidos de tratamento estatístico dos dados coletados. Mesmo que amostras padronizadas sejam usadas nestes testes, o resultado mostraria uma dispersão dos dados. A razão da dispersão vem do fato que até amostras do mesmo padrão têm diferentes micro-irregularidades geométricas na superfície, com diferentes concentradores de tensões que causam diferentes vidas em fadiga para cada corpo de prova em um mesmo nível de tensão (JERONYMO;CRISTOVÃO, 1987). Duas distribuições probabilísticas muito conhecidas são utilizadas na análise dos dados de um ensaio de fadiga, que são: a distribuição exponencial de Weibull e a distribuição normal de Gauss. A distribuição de Weibull é bastante apropriada para caracterizar a vida e a tensão de materiais submetidos à fadiga. Dada a assimetria da função de Weilbull, certos corpos de prova mais ciclados, em relação ao valor médio, falham com maior 39 probabilidade do que certos corpos de prova menos ciclados em relação a esse mesmo valor, o que é naturalmente o esperado. O mesmo não ocorre quando se utiliza a curva normal de Gauss, já que, sendo essa curva simétrica, se é tomado um mesmo tempo de vida, em relação à vida média, tanto os corpos de prova mais ciclados quanto os menos ciclados apresentarão a mesma probabilidade de falhar. Por isso, a curva de Gauss é melhor empregada nas distribuições que não consideram o desgaste (JERONYMO;CRISTOVÃO, 1987). Julga-se que, em razão de sua importância, deve ser apresentado um breve estudo das características da distribuição de Weibull. 2.1.7.1 Distribuição exponencial de Weibull A estatística de Weibull baseia-se na analogia e no fato de uma corrente não ser mais forte que seu elo mais fraco. Nos metais, estes elos mais fracos podem ser representados pelas irregularidades e descontinuidades do material que são concentradores de tensões . Weibull (1951) propôs esta distribuição para descrever o tempo de vida de materiais sob cargas que causam fadiga, na forma: , com (2.5) em que: β = parâmetro de forma ou inclinação de Weibull; η = parâmetro de escala ou vida característica; γ = parâmetro de localização (tempo antes do qual nenhuma falha ocorrerá). Em ensaios de fadiga, adota-se γ = 0, pois o material estará sujeito a falhar desde o início do teste. Da expressão de distribuição de Weibull, o parâmetro η indica que, para um valor de x = η, há aproximadamente 63% de probabilidade da falha ocorrer antes deste valor de η. Em termos matemáticos, pode-se escrever: . (2.6)               − −−= β η γx xF exp1)( 0,, 〉ηβx               − −= β η x xF exp1)( 40 Para x = η , (2.7) ou: . (2.8) A probabilidade de falha F(x) para um valor x pode ser calculada por meio de n dados medidos e, usando o método proposto por Wilks (1942), pode ser calculado um estimador para F(x) adotando-se o seguinte procedimento: Sendo n o número total de corpos de prova ensaiados e i o elemento considerado (i = 1,2,...,n), tem-se: . (2.9) Modificando a expressão 2.5 de distribuição de Weibull obtém-se: . (2.10) Aplicando a função ln duas vezes em ambos os termos da expressão 2.10 chega- se a: , (2.11) , (2.12) . (2.13) Observa-se que a expressão 2.13 é a equação de uma reta (y = ax + b), na qual: , para , e . Tendo-se um conjunto de pontos experimentais pode-se expressar a função F(x) por muitos modos, como por exemplo, pelo método mínimos quadrados.               −−−= β η ηexp1)(xF [ ] 63,01exp1)( ≅−−=xF 1 )( + = n i xF               = − β η x xF exp )(1 1 β η       = − x xF n )(1 1 l     = − η β x n xF nn lll )(1 1 ηββ nnx xF nn llll −= − )(1 1 )(1 1 xF nny − = ll β=a nxx l= ηβ nb l−= 41 2.1.8 Relação entre tensão e deformação durante a fadiga Examinando a superfície de fratura por fadiga observa-se que ocorre deformação plástica. A relação entre a tensão e a deformação plástica durante a alternação de tensões, onde ocorre a deformação plástica, pode ser ilustrada na Figura 2.6. Um ciclo completo, com tração e compressão, dá um laço de histerese que fornece um meio de descrever o comportamento do material sob carregamento cíclico (ZAHAVI, 1996). Figura 2.6 - Laço de histerese sob carga cíclica (ZAHAVI, 1996). As deformações elásticas e plásticas são dadas respectivamente por: ∆εe = deformação elástica; ∆εp = deformação plástica; σ = tensão aplicada; e Ε = módulo de elasticidade longitudinal. Para o primeiro carregamento em tração, a curva é similar à curva tensão – deformação obtida em um ensaio estático. Em tensões baixas, a deformação é integralmente elástica e a curva segue uma linha elástica; mas, acima do limite elástico ocorre deformação plástica com o aumento da tensão. Descarregando, a deformação 42 segue em direção à esquerda do eixo ε, sendo que, para metais, geralmente é paralela à linha elástica. No carregamento por compressão, a deformação plástica começa numa direção oposta, (a redução do limite elástico na compressão é resultado da pré-carga na tração, e é conhecido como efeito Bauschinger). No descarregamento da compressão, novamente a linha obtida é paralela à linha elástica. Então, recarrega-se em tração. Se os níveis alternados de tensões são iguais entre tensão e compressão, a deformação de tração deverá ser anulada pela deformação de compressão e, após poucos ciclos de tensões é obtido um laço fechado “closed loop”. A ocorrência de laços fechados tensão – deformação resulta num laço de histerese (ZAHAVI, 1996). A faixa de deformação durante um ciclo de tensão é igual à soma das deformações elástica e plástica. A deformação plástica é igual à largura do laço de histerese em sua seção central. Durante o ensaio de fadiga sob carga constante, a deformação plástica que ocorre em cada ciclo, vai variando durante o ensaio (ZAHAVI, 1996). 2.1.9 Fatores que afetam a resistência à fadiga dos metais A vida em fadiga depende muito do ambiente, composição, fatores metalúrgicos e condições da superfície do metal. Inclusões duras e segundas fases em condição de não-equilíbrio são freqüentemente fontes de iniciação de trincas. Os tratamentos térmicos que atuam sob a camada, ou reforçam as regiões dessas superfícies heterogêneas, ou podem aumentar a resistência à fadiga (BENSON; DIETER, 1969, 1988). A ação de carregamento cíclico em ambiente agressivo reduz a resistência à fadiga dos materiais (DOWLING; HUNEAU et al, 1998, 2000). 2.1.9.1 Efeito da composição química Sabe-se que a resistência à fadiga está estritamente relacionada com a resistência à tração, isto é, se esta é aumentada, aumenta-se aquela. Considere-se primeiramente que a influência da composição química com a adição de elementos de liga aumenta 43 proporcionalmente a resistência em tração e à dureza, e conseqüentemente a resistência à fadiga (FORREST, 1968). 2.1.9.2 Fatores metalúrgicos O tratamento térmico geralmente aumenta a resistência à tração. Aços temperados e revenidos a baixas temperaturas devem apresentar um aumento da resistência à fadiga, sem diminuir a resistência à tração. Entretanto, quando a temperatura de revenimento é aumentada, tanto a resistência à tração como à fadiga são reduzidas (SURESH; COLLINS, 2001, 1993). As inclusões têm sua influência em função do seu tamanho e sua forma. Inclusões alongadas têm pouco efeito se estiverem paralelamente na direção do esforço aplicado, mas devem reduzir a resistência à fadiga se estiverem perpendiculares a este esforço. Estrutura e tamanho médio de grãos exercem forte influência na vida em fadiga. Por exemplo, grãos mais finos exibem propriedades de fadiga superiores a grãos coalescidos, em materiais de mesma composição química. Os contornos de grãos impedem o desenvolvimento de planos de escorregamento e microtrincas durante deformações pequenas em metais policristalinos. Todavia, para deformações grandes haverá um acumulo de concentradores de tensões nos contornos, o que poderá agilizar a nucleação de trincas (SURESH; DOWLING; KLESNIL; COLLINS, 2001, 1998, 1992, 1993). Em carregamento cíclico na direção transversal ao direcionamento dos grãos, as propriedades de fadiga são inferiores ao carregamento na direção longitudinal (COLLINS; MILLER, 1993,1993). 2.1.9.3 Tensões residuais Por definição, tensão residual refere-se a uma distribuição de tensões presente em uma estrutura, componente, placa ou chapa, sem a aplicação de carga. Do ponto de vista da ausência de carga externa, as tensões residuais são algumas vezes chamadas 44 de tensões internas. O “background” da termologia tensão residual, refere-se à distribuição de tensão residual no material, freqüentemente, tida como um resíduo da heterogenidade da deformação plástica (SCHIJVE, 2001). A tensão residual é causada geralmente pela heterogenidade da deformação plástica. Devido à deformação plástica local, a zona plástica alonga-se nas vizinhanças da zona elástica e introduz tensão residual após a retirada de carga do sistema (SCHIJVE; RICE, 2001, 1997). Há dois tipos de tensões residuais nos metais: microtensões e macrotensões. Microtensões surgem das diferenças entre as propriedades elásticas e térmicas dos vários constituintes do metal e das propriedades anisotrópicas dos grãos. São homogêneas e estão distribuídas em áreas microscópicas, tais como grãos e subgrãos. Estes são fatores metalúrgicos, que são influenciados pela composição e pelos tratamentos térmicos (PERRY et al, 1996). Macrotensões são distribuídas uniformemente em áreas bem maiores e resultam de deformações plásticas oriundas das tensões mecânicas, térmicas ou por eletrodeposição (FORREST; PERRY et al, 1968, 1996). A influência da tensão residual é, em princípio, similar à aplicação de um esforço externo estático, porque o total das tensões é igual à soma algébrica das tensões internas e externas. Tensões residuais trativas e compressivas sempre ocorrem juntas. Sem carga externa, a tensão residual trativa deve estar em equilíbrio com a tensão residual compressiva. A Figura 2.7 mostra a distribuição de tensão residual. Figura 2.7 - Distribuição de tensão residual em equilíbrio (SCHIJVE,2001). Mais precisamente, do ponto de vista de ausência de carga externa, a distribuição de tensão residual deve satisfazer à equação de equilíbrio. 45 0 2 2 =∫ − dy t t xσ . (2.14) Analogamente, se não há momento externo pode satisfazer a seguinte equação: 0. 2 2 =∫ − dyy t t xσ . (2.15) A tensão residual não influencia somente as propriedades de fadiga do material. É bem conhecida a influência danosa que a tensão residual trativa provoca se o material é sensível a corrosão sob tensão. A usinagem pode levar distorção no material. Por exemplo, se uma camada superficial é removida de um lado da placa da Figura 2.7, a distribuição de tensão estará longe de satisfazer as equações 2.14 e 2.15, se não houver distorções. Como conseqüência deve haver mudança da distribuição de tensão até que estas equações sejam satisfeitas novamente. A aplicação de carga externa no componente deve introduzir uma distribuição de tensões de acordo com a carga aplicada e a geometria do componente. Se o comportamento é elástico, o material responde com a soma das distribuições de tensões externa e residual: σ = σcarga externa + σresidual . (2.16) Se é aplicada uma carga cíclica, a tensão cíclica externa terá uma certa amplitude de tensão (σa) e uma tensão média (σm). Entretanto, a tensão residual está permanentemente presente. Ela não afeta a amplitude de tensão, mas interfere na tensão média: σa = σa , carga externa ; e (2.17) σm = σm , carga externa + σresidual . (2.18) Se a tensão residual é positiva, ela aumenta a tensão média, o que é desfavorável à fadiga, se é negativa, a tensão média é reduzida, o que é favorável à fadiga (SCHIJVE; ESDU-89031;WITHERS, 2001, 1989, 2001). 46 A tensão residual compressiva pode ser gerada por processos mecânicos, térmicos ou termoquímicos. Em todos os casos, a tensão compressiva na superfície está balanceada com a tensão trativa, abaixo da superfície. A Figura 2.8 ilustra uma distribuição de tensão num componente sem entalhe, com tensão residual compressiva na superfície e sujeita a um momento fletor. Nota-se que a tensão de tração máxima na superfície é consideravelmente reduzida e que a tensão residual compressiva na superfície combinada com a tensão compressiva produzida pelo momento fletor pode aproximar ou até exceder fp , tensão do material (ESDU-89031, 1989). Figura 2.8 - Distribuição de tensões em flexão rotativa com tensão residual compressiva na superfície (ESDU-89031, 1989). As tensões residuais podem ser medidas por métodos mecânicos e por métodos de raios X, porém ambos envolvem dificuldades técnicas e interpretativas (PERRY et al; ESDU-89031, 1996, 1989). 2.1.9.4 Efeito do tratamento superficial Na superfície de um componente, geralmente ocorre a nucleação de trincas por fadiga. Portanto, o modo em que a superfície é preparada durante a usinagem tem grande importância nas propriedades de fadiga (BENSON; HUNEAU et al; ITOGA et al; VOORWALD, 1969, 2000, 2003, 1983). O tratamento superficial pode influenciar na vida em fadiga basicamente por três caminhos (FORREST, 1968): 47 • endurecimento por deformação ou revestimento superficial; • introdução ou remoção de tensões residuais nas camadas superficiais; e • introdução ou remoção de irregularidades na superfície, visando aumentar a resistência. Existe uma variedade de tratamentos superficiais que são realizados para dar alta resistência ao desgaste e à corrosão em regiões próximas à superfície dos componentes. Mais adiante, as operações de usinagem causam diferentes graus de rugosidade na superfície. Os vales ou reentrâncias na superfície rugosa servem como concentradores de tensões, induzindo diferentes níveis de resistência para nucleação de trincas por fadiga (FORREST; VOORWALD, 1968, 1983). A soma da rugosidade superficial e da tensão residual, que são induzidas pelos tratamentos superficiais, têm um importante efeito na vida em fadiga. As tensões residuais surgem em um componente, como conseqüência de tratamentos térmicos, químicos ou mecânicos, tais como (SURESH; FORREST, WEISMAN, 2001, 1968, 1969): • trabalhos mecânicos, que causam deformação plástica não uniforme, devem ser usados para proporcionarem uma distribuição de tensão residual favorável, como por exemplo, o “shot peening”; • mudança de volume associada com precipitação, reação química ou transformações de fases, induzindo tensão residual; • metodologias de fabricação, tais como, polimento, soldagem, induzem tensões residuais características de cada técnica; e • mudança de fase, expansão térmica não uniforme ou contração produzem tensão residual (SURESH; FORREST, WEISMAN, 2001, 1968, 1969). A rugosidade superficial e os tratamentos superficiais de natureza metalúrgica têm efeito importante na vida em fadiga .Operações de usinagem e esmerilhamento produzem tensões residuais na superfície que, quando altas, diminuem a vida em fadiga. Esses efeitos podem ser minimizados ou eliminados por meio de “shot peening” ou laminação superficial (VOORWALD; WEISMAN, 1983, 1969). 48 Tem-se também o revestimento superficial para se proteger o metal da corrosão. No entanto, estes revestimentos em muitos casos afetam as propriedades de resistência à fadiga dos materiais. O revestimento com metais mais duros como cromo e níquel, proporcionam redução da resistência à fadiga (NASCIMENTO et al; McGRANN, 1999, 1998). Esta redução provocada por estes revestimentos está relacionada a tensões residuais trativas presentes na camada revestida. Este comportamento pode ser explicado nos seguintes termos (WEISMAN, 1969): Quando o metal base é menos duro que a camada depositada, a resistência à fadiga é quase que inteiramente dependente do metal base e a influência do revestimento é mínima. Para aços de alta resistência a resistência à fadiga depende predominantemente da camada depositada. A relação entre a resistência à fadiga e a tensão residual provocada pela eletrodeposição é evidente. Esse comportamento era esperado, pois a trinca de fadiga é formada na camada depositada e a concentração de trincas no final da camada (interface metal/cromo) deve ser suficiente para propagar para o metal base. Por outro lado, a resistência do metal base para propagação de trincas algumas vezes influencia a resistência à fadiga, como por exemplo, a realização de tratamento superficial antes da deposição. 2.1.9.5 Efeito da tensão média e concentradores de tensões 2.1.9.5.1 Tensão média A tensão média exerce grande efeito sobre a vida em fadiga de um material. Quando a amplitude de tensão de um teste de fadiga axial é levantado graficamente em função do número de ciclos para falhar, o resultado da curva σ-N é fortemente influenciado pelo nível da tensão média aplicada. A Figura 2.9 mostra uma curva típica σ-N para materiais metálicos em função de diferentes níveis de tensão média. Observa-se que a amplitude de tensão diminui com o aumento da tensão média (MEYERS; HERTZBERG; DIETER; MOURA BRANCO et al, 1999, 1995, 1988, 1986). 49 σm1 >σm2> σm3 Figura 2.9 - Influência da tensão média na vida em fadiga (MEYERS, 1999). A vida em fadiga pode ser levantada por diferentes combinações de σa e σm . Os modelos mais conhecidos são os de Gerber (1874), Goodman (1899) e Soderberg (1939) descritos pelas seguintes expressões (SURESH; MEYERS; HERTZBERG; DIETER; MOURA BRANCO, 2001, 1999, 1995, 1988, 1986): • a relação de Gerber apresenta um efeito parabólico, quando a tensão média está entre zero e a resistência à tração (0<σm<σT ) : ; (2.19) • a relação de Goodman apresenta um efeito linear, quando a tensão média está entre zero e a resistência à tração (0<σm<σT ): ; (2.20) • a relação de Soderberg apresenta um efeito linear, quando a tensão média está entre zero e a resistência à tração (0<σm<σe ): , (2.21) σm3 σm2 σm1 log N Tensão, σ               −= 2 0 1 T m a σ σ σσ       −= T m a σ σ σσ 10       −= e m a σ σ σσ 10 50 em que:σm é a tensão média; σa é a resistência à fadiga em termos de amplitude de tensão quando σm ≠ 0; σ0 é a resistência à fadiga em termos de amplitude de tensão quando σm= 0; σT é a resistência à tração; e σe é a tensão de escoamento. As relações anteriores estão apresentadas esquematicamente na Figura 2.10. Figura 2.10 - Diagramas de Gerber, Goodman e Soldeberg mostrando o efeito da tensão média (HERTZBERG, 1995). Pode-se dizer destas equações que (DIETER, 1988): • a de Soderberg prevê uma estimativa conservadora na vida em fadiga; • a de Goodman é conservadora para ligas dúcteis. Para uma tensão média compressiva é igualmente não conservadora; e • a de Gerber é melhor aplicável para ligas dúcteis com tensão média trativa. 2.1.9.5.2 Concentrador de tensões Uma descontinuidade geométrica em um corpo resulta em distribuição de tensões não uniforme nas suas proximidades. Esta tensão será maior que a tensão média em pontos mais distantes da descontinuidade, gerando uma concentração de tensões que é expressa por um fator de concentração de tensão teórico, representado pelo símbolo Kt, Soderberg Goodman Gerber σ Tσ e σ 0 σm σ a 51 definido como a razão da tensão máxima no local da descontinuidade e a tensão nominal do material, numa avaliação teórica (SURESH; DIETER; FORREST; MILLER, 2001, 1988, 1968, 1993): . (2.22) Para formas geométricas regulares da descontinuidade, como circulares e retangulares, os valores do fator de concentrador de tensões são retirados a partir da teoria da elasticidade e, para formas mais complexas ou irregulares, a partir de medidas fotoelásticas. O efeito do fator de concentrador de tensões sobre a resistência à fadiga do material é determinado pelo método comparativo das curvas S-N de corpos de prova sem entalhes e entalhados. O efeito do entalhe sobre a redução das propriedades de fadiga é expresso pelo fator de entalhe na fadiga, representado pelo símbolo Kf, e é a relação entre o limite de fadiga do corpo de prova entalhado e não entalhado, expresso por (SURESH; MOURA BRANCO et al, 2001, 1986): , (2.23) na qual: σn = limite de fadiga do corpo de prova sem entalhe; e σn’ = limite de fadiga do corpo de prova com entalhe. O valor do fator de entalhe na fadiga varia conforme o tipo do entalhe, tipo de carregamento e nível de tensão e a sensibilidade ao entalhe (q) nas propriedades de fadiga, expressa pela equação (FORREST; MOURA BRANCO et al, 1968, 1986): . (2.24) O valor de q é determinado por meio de ensaios de fadiga de corpos de prova entalhados. O valor de q está entre 0 e 1. Quando Kf = Kt , q = 1 e significa que o material é bem sensível ao entalhe. Se a presença do entalhe não afeta a resistência à fadiga, Kf = 1 e q =0 ( MOURA BRANCO et al, 1986). alno máx tK min . σ σ = 'n n fK σ σ = ( ) ( )1 1 − − = t f K K q 52 2.1.9.5.3 Combinação dos efeitos do entalhe e da tensão média Considerando um corpo de prova entalhado sujeito a uma carga cíclica com tensão média diferente de zero, só submetido à condição elástica, e se σ, σm e σa são respectivamente, valores da tensão instantânea, tensão média e amplitude de tensão, o campo nominal de tensões empregado em um corpo de prova entalhado pode ser calculado pelo fator de entalhe na fadiga Kf , tal que: , e (2.25) , (2.26) em que o valor de pico Kf σ é sempre menor que o limite de escoamento do material σe , tanto em tração como em compressão. O efeito da tensão média em um corpo de prova entalhado, usando a relação de Goodman fica: , (2.27) A Figura 2.11 mostra esquematicamente o diagrama modificado de Goldman para corpos de prova sem e com entalhe (SURESH; WEISMAN, 2001, 1969). Figura 2.11 - Diagrama de Goodman aplicado para cdps com e sem entalhes (SURESH, 2001). para Kfσmáx < σe afa K σσ =' mfm K σσ ='        − = T mf af a a K K σ σ σ σ σ 1 ' 53 2.1.10 Nucleação de trincas por fadiga Trincas sob fadiga iniciam-se em singularidades ou descontinuidades nos metais. As singularidades podem ser estruturais (inclusões) ou geométricas (arranhões). Alguns defeitos de superfície, como acabamento superficial inadequado, trincas provocadas pela usinagem e ranhuras são fatores de nucleação pois são regiões concentradoras de tensões. Inclusões, contornos de grãos e porosidades também são fatores de nucleação. Estas descontinuidades podem estar presentes desde o início ou podem desenvolver-se durante carregamento cíclico, pois quando submetidos a esforços cíclicos, ocorre um acúmulo localizado de danos em uma região ou em regiões que levam eventualmente à formação de trincas e sua subseqüente propagação (SCHIJVE; GARCIA et al; FLINN, 2003, 2000, 1995). A Figura 2.12 apresenta alguns modos de nucleação de trincas por fadiga. Figura 2.12 - Fatores de nucleação de trincas em componentes sujeitos a esforços cíclicos (GARCIA et al, 2000). Um modelo de início de trinca por formação de intrusões e extrusões em bandas de deslizamento está mostrado na Figura 2.13. Figura 2.13 - Modelo de nucleação de trinca em fadiga nas bandas de deslizamento (MEYERS; CHAWLA, 1999). 54 Durante parte do carregamento de um ciclo, o deslizamento ocorre num plano de deslizamento favoravelmente orientado. Durante o descarregamento do ciclo, o deslizamento é inibido devido ao encruamento, podendo criar uma extrusão ou intrusão na superfície. Uma intrusão pode crescer e formar uma trinca por continuação da deformação plástica dos ciclos subseqüentes (MEYERS; KLESNIL; FLINN; BATISTA; COURTNEY, 1999, 1992, 1995, 2000, 2000). Quando se tem uma fratura por fadiga devem ser distinguidas três características: • uma região (ou regiões) de início; • um crescimento da trinca numa área superficial com características distintas; e • uma superfície final de fratura (COURTNEY, 2000). Na ausência de defeitos maiores internos ( por exemplo grandes inclusões), a trinca por fadiga inicia-se na superfície da amostra e seu desenvolvimento inicial é geralmente na direção da tensão de cisalhamento máxima. Do ponto de vista microscópico, o processo de fadiga pode ser dividido em dois regimes principais. Um primeiro estágio de mudança microestrutural ocorre devido à deformação cíclica, eventualmente levando a uma deformação localizada. O mecanismo básico neste estágio em materiais metálicos é causado pela irreversibilidade do movimento de discordâncias sob carga cíclica. Essas discordâncias aglomeram-se em pacotes quase perpendiculares à ação do vetor de Burgers, sem uma discordância livre na matriz. A deformação localizada ocorre quando a discordância matriz atinge uma instabilidade local devido a uma tensão ou deformação crítica e são formadas bandas de deslizamento persistentes (BDPs) (SURESH; KLESNIL; MEYERS; BATISTA, 1998, 1992, 1982, 2000). A deformação subseqüente está concentrada principalmente nesta banda de deslizamento e, durante uma resposta cíclica do material, o número de BDP aumenta e deve ocupar por inteiro a estrutura cristalina, provocando uma deformação plástica suficientemente alta (BATISTA, 2000). 55 2.1.10.1 Fatores que influenciam a nucleação de trincas por fadiga Não é clara a demarcação entre a nucleação e o estágio I da propagação, o que torna difícil definir aonde é o estágio final da nucleação. Uma possibilidade é uma convenção na densidade de microtrincas e sua profundidade e comprimento ao longo da superfície. Adotando-se que o número necessário de ciclos de carga para completar a nucleação seja No e para fraturar seja Nf, então a razão No / Nf é a medida do comprimento do estágio de nucleação em termos relativos à vida em fadiga. Isto é conveniente para se discutir a influência de alguns fatores na nucleação, com base somente nesta relação[16]. O número relativo No / Nf depende principalmente da amplitude de ciclagem, da forma do corpo de prova ou componente, dos parâmetros do material e de acabamento superficial, temperatura e condições ambientais (KLESNIL; LUKÁS, 1992): • o valor de No / Nf diminui com o aumento da amplitude; • geralmente, o entalhe diminui drasticamente o valor de No / Nf ; • o ambiente afeta fortemente o início de trinca, conforme estudos que mostram que a vida em fadiga testada em vácuo é bem mais longa do que em outros ambientes (SRIRAM et al, 1990); • a diminuição da temperatura eleva o valor No / Nf ; e • a vida em fadiga depende fortemente do estado da superfície. 2.1.11 Propagação de trinca em fadiga As trincas começam em um modo chamado cisalhamento cristalográfico (estágio I), penetram alguns décimos de milímetro e, a partir daí, propagam-se na direção normal ao eixo da solicitação em modo “tração” (estágio II) (MEYERS; CHAWLA, 1982). O estágio final da nucleação é na formação de microtrincas superficiais. Essas microtrincas estendem-se ao longo do plano de escorregamento, nos quais a tensão de cisalhamento alcança o seu valor máximo. Sob carga axial, a máxima tensão de 56 cisalhamento estende-se em planos orientados a 45° da direção de aplicação da carga. Aqueles, nos quais têm uma orientação próxima ao plano de tensão de cisalhamento máximo é onde foramarão as microtrincas, por isso, estas são sempre inclinados de 45° em relação ao vetor da tensão aplicada (MEYERS; CHAWLA, 1982). No curso da aplicação de cargas cíclicas, as microtrincas crescem juntas em cadeias. A grande maioria dessas microtrincas pára de se propagar completamente de forma precoce, e somente algumas chegam a um comprimento ( ou profundidade) de 10 µm. Com o aumento da profundidade, o crescimento das trincas leva a uma orientação original de 45° em relação ao plano de deslizamento e tendem a propagar- se perpendicularmente ao eixo de aplicação da carga. Esta transição do plano da trinca de um plano de escorregamento preferencial para um plano não cristalográfico perpendicular ao eixo de tensão é chamada freqüentemente de transição do estágio I (propagação cristalográfica) para o estágio II (propagação não cristalográfica) (KLESNIL; KOCANDA, 1992, 1978). No estágio II da propagação de trinca por fadiga, somente uma trinca se propaga, pois todas as outras param dentro no estágio I. Estudos têm mostrado que os estágios I e II consomem cerca de 90% da vida em fadiga (FINE; PEREIRA; SRWATSAN, 1980, 1996, 1988). Ambos os estágios são mostrados esquematicamente na Figura 2.14 . Figura 2.14 - Estágios I e II da propagação de uma trinca por fadiga (HERTZBERG, 1995). 57 A propagação das trincas por fadiga pode ser tratada pelos conceitos tradicionais da Mecânica da Fratura, que demonstram que a taxa de propagação da/dN, ou o quanto a trinca cresce por ciclo de carregamento, depende da faixa de variação do fator de intensidade de tensões ∆K aplicado no material (KOCANDA, 1978). Existem teorias e leis que procuram traduzir matematicamente a forma da curva da/dN, ∆K, prevendo os efeitos da tensão média e das variáveis mais importantes do processo. Elas podem ser divididas em dois grandes grupos (MOURA BRANCO et al; MADDOX, 1986, 1975): a) Relações analíticas ou teóricas: baseiam-se em relações de balanço energético deduzidos para os campos de tensão existente na ponta da trinca, que estão relacionadas às zonas de deformação plástica ali presentes. A Figura 2.15 representa esquematicamente as formas das zonas deformação plástica na ponta da trinca. Figura 2.15 - Formas de zona plástica na ponta da trinca (MOURA BRANCO, 1986) Na Figura 2.15 podem ser identificadas três zonas distintas: 1. zona de processamento, situada na ponta da trinca, onde se verifica o maior volume de danos ao material; 2. zona plástica cíclica cuja dimensão é proporcional a (∆K/2σo) 2; 3. zona plástica monotônica cuja dimensão é proporcional a (Kmáx./σo) 2, e se forma logo no primeiro ciclo de aplicação de carga (KLESNIL; MOURA BRANCO et al; GUERRA ROSA et al, 1992, 1986, 1984). b) Relações semi-empíricas: estas só são válidas para os resultados experimentais em que foram deduzidas (MOURA BRANCO et al, MADDOX, 1986, 1975). A mais utilizada é a equação de Paris (1963): 58 , (2.28) em que C e m são constantes do material. O efeito da tensão média e outros parâmetros que afetam a velocidade de propagação podem ser previstos com os valores apropriados das constantes C e m. Uma outra expressão é a equação de Forman (1967), que considera o efeito da tensão média, com a inclusão da razão de tensões no denominador da equação de Paris. Assim, quando R aumenta, o valor de da/dN aumenta também, na forma: . (2.29) 2.1.11.1 Efeito de multicamadas na propagação de trincas por fadiga Em revestimentos dúcteis com uma só camada, a propagação da trinca ocorre até a zona plástica na ponta da trinca entrar em contato com a interface com o material base que sendo mais frágil provocará a retenção da trinca, e se houver um aumento da intensidade de tensão (∆K) oriunda do material mais dúctil, causará deflecção da trinca na interface até esta encontrar um concentrador de tensão e penetrar no substrato, propagando-se para o núcleo deste. No entanto, se o revestimento é mais frágil que o substrato, a trinca que se inicia no revestimento atravessará a interface sem dificuldade e penetrará no substrato. É o que ocorre do aço 4340 revestido somente com cromo. Com a presença de uma camada intermediária mais dúctil, no caso uma de níquel químico, a trinca se propagará da superfície da camada mais frágil, no caso cromo duro, e atravessará a interface Cr/Ni, e continuará propagando-se através da camada de níquel até a zona plástica da ponta da trinca alcançar a interface Ni/substrato, a qual dificultará que a trinca atinja a interface e a seqüência do carregamento ocasionará a deflecção da trinca próximo a interface, provocando o descolamento (NASCIMENTO et al, 2002). A Figura 2.16 mostra uma simulação da propagação de trinca num sistema de multicamadas. mKC dN da )(∆= ( ) ( ) KRK KC dN da e p ∆−− ∆ = 1 59 Figura 2.16 – Simulação de propagação de trincas em sistema de multicamadas (NASCIMENTO et al, 2002) . A trinca inicia na superfície do revestimento (a) e propaga-se em direção normal ao material base, com uma pequena zona plástica na ponta da trinca, devido a alta dureza do material. Em (b) atinge a interface camada superficial/intermediária, e penetra nesta (c), sendo que a zona plástica na ponta da trinca cresce em função da maior ductilidade ou menor resistência desta camada. Em (d) a zona plástica atinge a interface intermediária/substrato e é barrada devido a maior resistência deste. A ponta da trinca, que ainda não atingiu a interface intermediária/substrato, devido ao carregamento seqüencial, bifurca e cria novas zonas plásticas (e), e propaga-se diagonalmente em direção ao substrato até atingir a interface, onde propaga-se por ela causando delaminação ou destacamento de revestimento, até encontrar um ponto propício e penetrar no substrato (f). 2.2 REVESTIMENTO 2.2.1 - Introdução Um conceito de revestimento é expresso por: “camada de material, formada naturalmente ou sinteticamente, ou depositada artificialmente na superfície de um objeto feito de outro material, com o intuito de se atender a requisitos de propriedades técnicas ou de decoração” (BURAKOWSKI, 1999). 60 2.2.2 - Tipos de Revestimento Os revestimentos podem ser classificados por diversos mé