unesp UNIVERSIDADE ESTADUAL PAULISTA CAMPUS DE GUARATINGUETÁ FACULDADE DE ENGENHARIA “Determinação da Temperatura de Referência T0 da Curva Mestra na Região de Transição Dúctil-Frágil de Aços ARBL” VALDIR ALVES GUIMARÃES Guaratinguetá – São Paulo - Brasil DETERMINAÇÃO DA TEMPERATURA DE REFERÊNCIA T0 DA CURVA MESTRA NA REGIÃO DE TRANSIÇÃO DÚCTIL- FRÁGIL DE AÇOS ARBL VALDIR ALVES GUIMARÃES Tese apresentada ao Departamento de Materiais e Tecnologia da Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista, como parte dos requisitos para a obtenção do título de Livre-Docente em Propriedades Mecânicas dos Materiais, do Curso de Pós-Graduação. GUARATINGUETÁ 2006 G963d Guimarães, Valdir Alves Determinação da temperatura de referência T0 da curva mestra na região de transição dúctil-frágil de aços ARBL / Valdir Alves Guimarães.- Guaratinguetá : [s.n.], 2006 202 f.: il. Bibliografia: f. 149-157 Tese (Livre-Docência) – Universidade Estadual Paulista, Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá, 2006 1. Mecânica da fratura I. Título CDU 620.172.24 unesp UNIVERSIDADE ESTADUAL PAULISTA Campus de Guaratinguetá DETERMINAÇÃO DA TEMPERATURTA DE REFERÊNCIA T0 DA CURVA MESTRA NA REGIÃO DE TRANSIÇÃO DÚCTIL-FRÁGIL DE AÇOS ARBL VALDIR ALVES GUIMARÃES ESTA TESE FOI JULGADA ADEQUADA COMO PARTE DOS REQUISITOS PARA A OBTENÇÃO DO TÍTULO DE “LIVRE-DOCENTE EM PROPRIEDADES MECÂNICAS DOS MATERIAIS" DEPARTAMENTO: MATERIAIS E TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA ÁREA DE CONCENTRAÇÃO: PROJETOS E MATERIAIS BANCA EXAMINADORA: Prof. Dr. Dirceu Spinelli USP- São Carlos Prof. Dr. Helio Goldenstein USP - São Paulo Prof. Dra. Cecília Amélia de Carvalho Zavaglia UNICAMP - DEMa Prof. Dr. Ruis Camargo Tokimatsu UNESP-FEIS Prof. Dr. Luiz Rogério de Oliveira Hein UNESP- FEG Dezembro de 2006 DADOS CURRICULARES VALDIR ALVES GUIMARÃES NASCIMENTO 18.11.1963 – SÃO PAULO – SP FILIAÇÃO Israel Alves Guimarães Carmelita Alves Guimarães 1984/1988 Curso de Graduação em Engenharia Mecânica, Faculdade de Engenharia – UNESP Campus de Guaratinguetá - SP 1989-1993 Curso de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica, Nível de Mestrado – Faculdade de Engenharia - UNESP – Campus de Guaratinguetá - SP 1993-1997 Curso de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica, Nível de Doutorado – Faculdade de Engenharia – UNICAMP – Campinas - SP À minha Esposa Daniela Aos meus filhos André e Lívia A memória dos meus pais Israel Alves Guimarães e Carmelita Alves Guimarães AGRADECIMENTOS Aos colegas do DMT Aelcio Zangrandi, Ângelo Caporalli Filho, Ana Paula Rosifini Alves, Herman J. C. Voorwald, Luis Rogério de Oliveira Hein e Marcos Valério Ribeiro que nunca faltaram com o apoio e estímulo; Ao aluno Sandro Victor Polanco Espezua pela inestimável ajuda na parte experimental; A todos os funcionários do DMT que contribuíram com o desenvolvimento deste trabalho: Manoel Francisco dos Santos Filho, José Manoel Bernardes, Célio José de Souza, Wilson Monteiro dos Santos, Maria Aparecida Vasconcelos, Odir Vieira da Silva, Ely de Almeida Fornitano e Domingos Hasmann Neto; A minha esposa Daniela que em nenhum momento faltou com o seu apoio e dedicação. A FAPESP pelo financiamento da pesquisa GUIMARÃES, Valdir Alves. Determinação da temperatura de referência T0 da curva mestra na região de transição dúctil-frágil de aços ARBL, Guaratinguetá, 2006. 202 p. Livre Docência – Faculdade de Engenharia, Campus de Guaratinguetá – UNESP. RESUMO Materiais estruturais utilizados no projeto de equipamentos e instalações industriais podem apresentar mudança de seu comportamento à fratura quando se varia a temperatura. Este tipo de comportamento caracteriza-se pela existência de uma curva de transição, onde 3 regiões ficam bem definidas: os patamares inferior e superior e a região de transição. Na região de transição, os resultados experimentais apresentam alto espalhamento e são bastante dependentes da geometria ensaiada. Para solucionar este problema, foi desenvolvido um modelo analítico experimental, que resultou na edição da norma ASTM E1921-97. O trabalho inclui um estudo da influência de diversas rotas de tratamentos térmicos aplicadas em um aço 4130 utilizado pela indústria aeronáutica, um aço de qualidade API utilizado pela indústria petrolífera e um aço da classe A516 atualmente utilizado pela indústria nacional de vasos de pressão, na microestrutura, propriedades mecânicas de tração e tenacidade à fratura. Os resultados mostraram que o aço 4130 A450, apresentou a melhor correlação entre resistência e tenacidade entre as microestruturas pesquisadas. Este comportamento deve estar associado a rota de tratamento térmico aplicada a esta condição. O tratamento de austêmpera possibilita a formação de bainita que, tradicionalmente é conhecida por apresentar elevados valores de tenacidade. O método proposto pela ASTM pode ser considerado viável para as diversas microestruturas pesquisadas ampliando a aplicação da metodologia que recomenda o ensaio apenas para aços ferríticos. No entanto, a metodologia da Curva Mestra em materiais tratados termicamente deve ser conduzida de forma a se estabelecer parâmetros que considerem as modificações microestruturais sofridas pelo material. PALAVRAS CHAVES: Propriedades Mecânicas, Tenacidade à Fratura, Transição Dúctil-Frágil, Microestrutura, Curva Mestra. GUIMARÃES, Valdir Alves. Determination of master curve reference temperature T0 in the ductile-fragile transition of HSLA steels, Guaratinguetá, 2006. 202p. Thesis (Post-Doctorate in Mechanical Behavior of Materials) – Faculdade de Engenharia, Campus de Guaratinguetá – UNESP ABSTRACT Structural materials used in industrial equipments design can change fracture behavior when the temperature is varied. This type of behavior is characterized by the existence of a transition curve, where 3 areas are well defined: inferior and superior landings and the ductile brittle transition. In ductile brittle transition, experimental results present high scatter and depend highly of specimen geometry. In order to solve this problem, an analytical experimental model was developed, resulting in ASTM E1921-97 standard edition. This work includes the influence of several heat treatments analysis applied in a 4130 steel used by the aeronautical industry, a API X70 steel used by the line pipe industry and a ASTM A516 steel used by pressure vases national industry, where it was analyzed the influence in the microstructure, mechanical properties and fracture toughness. The results showed that the 4130 A450 steel presented the best correlation between resistance and toughness among the researched microstructures. This behavior should be associated with the heat treatment route applied. The isothermal quenching treatment makes possible bainite formation which, traditionally it is known by its high toughness values. The methodology proposed by ASTM is considered viable for the several researched microstructures enlarging the application of the methodology that just recommends the rehearsal for ferritics steels. However, Master Curve methodology in heat treated materials must have some parameters settling down considering the microstructure modifications suffered by the material. KEY WORDS: Mechanical Properties, Fracture Toughness, Ductile-Fragile Transition, Microstructure, Master Curve. SUMÁRIO LISTA DE FIGURAS .............................................................................................. iii LISTA DE TABELAS ............................................................................................. xiv NOMENCLATURA ................................................................................................ xvi 1. - INTRODUÇÃO ............................................................................... 1 1.1 - OBJETIVOS .......................................................................................... 4 2. - REVISÃO BIBLIOGRÁFICA .................................................. 6 2.1 - A TRANSIÇÃO DÚCTIL-FRÁGIL ...................................................... 6 2.2 - INFLUÊNCIA DE ASPECTOS MICROESTRUTURAIS E METALÚRGICOS NA TRANSIÇÃO DÚCTIL-FRÁGIL .................. 12 2.3 - REVISÃO DAS NORMAS RELACIONADAS A AVALIAÇÃO DO COMPORTAMENTO DE FRATURA DOS MATERIAIS................. 18 2.3.1 - O ensaio de impacto – ASTM E23 .................................................... 19 2.3.2 - Ensaio de queda livre de peso ASTM E208, E436, E604 ................ 20 2.3.3 - Ensaios relacionados a mecânica da fratura linear elástica: ASTM E399, E812, E1221, E1304 e E1681 ....................................... 29 2.3.4 - Ensaios relacionados a mecânica da fratura elasto plástica: ASTM E813, E1152, E1290, E1737 e E1820 .................................... 43 2.3.4.1 - Aspectos gerais ...................................................................................... 43 2.4.4.2 - Norma universal de tenacidade à fratura (ASTM E1820) ............. 44 2.4.4.3 - Ensaio JIC. ............................................................................................. 46 2.4.4.4 - Ensaio CTOD ......................................................................................... 51 2.4.5 - A norma de fratura para a região de transição ............................... 60 2.4.5.1 - Obtenção da temperatura de referência e da curva mestra ................... 58 3. - MATERIAIS E MÉTODOS ..................................................... 64 3.1 - MATERIAL .......................................................................................... 64 3.2 - ENSAIOS DE DILATOMETRIA ......................................................... 65 3.3 - TRATAMENTOS TÉRMICOS ........................................................... 66 3.3.1 - Tratamentos térmicos realizados e nomenclatura das condições estudadas ............................................................................................... 67 i 3.4 - ENSAIOS DE TRAÇÃO ....................................................................... 70 3.5 - ENSAIOS DE TENACIDADE À FRATURA ...................................... 72 3.6 - ENSAIO DE IMPACTO CHARPY ...................................................... 76 3.7 - ANÁLISE POR MICROSCOPIA ÓPTICA .......................................... 79 4. - RESULTADOS E DISCUSSÃO ............................................... 80 4.1 - ASPECTOS MICROESTRUTURAIS .................................................. 80 4.2 - RESULTADOS DOS ENSAIOS DE TRAÇÃO .................................. 87 4.3 - RESULTADOS DO ENSAIO DE IMPACTO DO TIPO CHARPY ... 90 4.4 - RECONSTRUÇÃO CONFOCAL ........................................................ 108 4.5 - ANÁLISE DA SUPERFÍCIE DE FRATURA ..................................... 111 4.6 - ANÁLISE DOS ENSAIOS DE TENACIDADE A FRATURA .......... 117 5. - CONCLUSÕES ............................................................................... 146 6. - SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ............... 148 7. - REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS .................................... 149 ANEXOS ........................................................................................... 158 ii LISTA DE FIGURAS 2.1 - Comportamento à Fratura de Aços Ferríticos [Anderson, 1994] .......... 6 2.2 - Curvas de ductilidade em função da temperatura mostrando que as estruturas CCC apresentam variação de comportamento mecânico mais acentuado quando comparado a estruturas CFC ........................... 7 2.3 - Distúrbio causado pôr uma discordância em cunha em diferentes estruturas cristalinas [Hertzberg (a)1989] .............................................. 8 2.4 - Efeito esquemático da influência da taxa de deformação na tenacidade de metais com transição dúctil-frágil.(Barson e Rolfe, 1970) ....................................................................................................... 9 2.5 - Curvas de energia absorvida por área em duas geometrias de amostras (10x10 e 3x3 mm) para um aço 9Cr-1WVTa em diversas condições metalúrgicas. Verifica-se que as amostras reduzidas apresentaram diminuição na temperatura de transição (Abe e Kayano, 1996) .......... 11 2.6 - Influência do teor de enxofre na energia absorvida pelo impacto Charpy. Verifica-se que com o aumento do teor de enxofre ocorre acentuada redução de energia absorvida, porém pouca influência na temperatura de transição [HERTZBERG, R.(b), 1989] ........................ 13 2.7 - Dimensões dos corpos de prova padronizados utilizados para a obtenção da NDT padronizado pela ASTM E208-95a .......................... 21 2.8 - Detalhe do entalhe realizado sobre o cordão de solda depositado no centro do corpo de prova utilizado no ensaio NDT ............................... 22 iii 2.9 - Representação esquemática do dispositivo de apoio limitador da deflexão do corpo de prova utilizado no ensaio para a obtenção da temperatura de transição de ductilidade nula [ASTM E208-95 a] ........ 23 2.10 - Diagrama de análise de falhas (FAD) indicando o tamanho de defeitos necessários para início de uma fratura em vários níveis de tensão em função ductilidade nula ......................................................... 24 2.11 - Representação esquemática do corpo de prova DWTT (Drop-weight tear Test ) normalizado pela ASTM E 436, cujo entalhe é produzido pela conformação de uma ferramenta de aço rápido na região central da amostra .............................................................................................. 25 2.12 - Representação esquemática da superfície de fratura de uma amostra ensaiada pelo método ASTM E436 -91 ................................................. 26 2.13 - Corpo de prova utilizado pelo método proposto pela ASTM E604-83. O entalhe é obtido pôr usinagem seguido de conformação com uma ferramenta de aço rápido ........................................................................ 28 2.14 - Comparação de resultados dos ensaios DT, NDT e de Parada de trinca para um aço A541. Nota-se que a curpa de impacto Cv indica valores elevados de tenacidade na temperatura de ductilidade nula medida pelo ensaio NDT (HERTZBERG,R.W. (c) 1989) .................... 29 2.15 - Digrama proposto por Dowling (1998) para avaliação da tenacidade a fratura fazendo distinções entre tensão e deformação plana. 30 2.16 - Geometrias de corpos de prova recomendadas para ensaios de tenacidade à fratura segundo a norma ASTM E 399 - 1991. a) Corpo de prova do tipo SE(B), b) Corpo de prova do tipo C(T) ...................... 31 2.17 - Esquema representativo da forma de aplicação de carregamento para os corpos de provas de tenacidade à fratura dos tipos: (a) C(T); (b) SE(B) ...................................................................................................... 32 2.18 - Principais tipos de curvas carga - deslocamento de abertura da boca da trinca obtidas no ensaio KIC [ASTM e 399-95] ................................. 33 iv 2.19 - Representação esquemática dos dispositivos utilizados para a realização do ensaio de parada de trinca segundo a norma ASTM E1221-96 .............................................................................................. 37 2.20 - Esquema de aplicação da carga cíclica durante o ensaio de parada da trinca segundo a norma ASTM E1221-96 ............................................. 38 2.21 - Corpos de prova do tipo “Chevron” utilizado para avaliação de tenacidade a fratura segundo a anorma ASTM E1304-97 .................... 41 2.22 - Representação do aparato para a realização do ensaio de tenacidade á fratura segundo a norma ASTM E1304-97 ............................................ 41 2.23 - Curva J-R obtida pelo ensaio JIC [ASTM E1820-96] ............................ 47 2.24 - Definição da área A plast(i) para o calculo de J ......................................... 48 2.25 - Esquema de obtenção gráfica do valor JIC a partir da curva J – R ........ 50 2.26 - Definição da região de validade dos pontos para a determinação de JIC............................................................................................................. 50 2.27 - Representação esquemática da abertura da trinca durante um ensaio de flexão em um corpo de prova do tipo SE(B) [ROLFE, S. T.; BARSON, J. M.; 1971] .......................................................................... 53 2.28 - Curvas características obtidas no ensaio CTOD, mostrando a definição dos pontos ( Pc,Vc), (Pu,Vu), (Pm,Vm) que serão utilizados nos cálculos do δc, δu ou δm .................................................................... 55 2.29 - Curva Mestra obtida para o aço A533, exibindo uma temperatura de referência T0, correspondente a uma tenacidade de 100 MPa.m1/2, de 6,35°C. Curva plotada a partir dos resultados obtidos por Joyce e Tregonim [2001] ..................................................................................... 63 3.1 - Sistema de análise térmica utilizado nos ensaios de dilatometria ........ 65 3.2 - Curva de resfriamento obtida para um corpo de prova de 10 mm de diâmetro mergulhado em óleo de têmpera Petronasa 20A sem agitação a partir de 770 °C ..................................................................... 67 3.3 - Forno utilizado no aquecimento dos corpos-de-prova ........................... 68 v 3.4 - Representação esquemática das rotas de tratamentos térmicos utilizadas para a obtenção das diversas microestruturas. (a) Rota aplicada ao aço API 5L X70; (b) e (c) Rotas aplicadas ao aço ASTM A516; (d) Rotas aplicadas ao aço 4130 .................................................. 69 3.5 - Geometria do corpo de prova utilizados nos ensaios de tração ............. 71 3.6 - Máquina servo-hidráulica Instron utilizada nos ensaios mecânicos ...... 72 3.7 - Geometria do corpo de prova do tipo tração compacto utilizados nos ensaios de mecânica da fratura W=25,4mm e B= 12,7mm ................... 73 3.8 - Forma de retirada e nomenclatura de corpos de prova na forma de chapa [ASTM E300-91] ......................................................................... 73 3.9 - Dispositivo para nucleação de pré-trinca por fadiga em corpos de prova de mecânica da fratura [GUIMARÃES, et all, 2001] .................. 75 3.10 Esquema representativo do modo de fixação do extensômetro para a medida do deslocamento da ponta da trinca ......................................... 75 3.11 - Câmara climática utilizada para a realização dos ensaios em baixa temperatura ............................................................................................. 76 3.12 - Corpo de Prova Padrão Charpy com entalhe ......................................... 77 3.13 - Dispositivo de controle de temperatura com câmara de nitrogênio líquido .................................................................................................... 77 3.14 - Dispositivo para nucleação de trincas por fadiga. DMT- FEG/UNESP ........................................................................................... 78 3.15 - Pêndulo de de impacto utilizado nos ensaios do tipo Charpy ................ 78 3.16 - Microscópio Nikon Epiphot 200, LAIMat. DMT-FEG/UNESP ........... 79 4.1 - Microestrutura do aço API 5L X70 no estado conforme fornecido revelando a textura associada ao processo de laminação. Ataque com Nital 2% e observação por microscopia óptica ...................................... 81 4.2 - Microestrutura do aço ASTM A516 no estado conforme fornecido revelando a textura associada ao processo de laminação. Ataque com Nital 2% e observação por Microscopia óptica ..................................... 82 vi 4.3 - Microestrutura do aço 4130 no estado conforme fornecido onde verifica-se que não houve a definição de textura associada ao processo de laminação. Ataque com Nital 2% e observação por Microscopia óptica ................................................................................. 82 4.4 - Inclusões globulares obtidas nos materiais pesquisados. Sem ataque. Aumento 100X (a) Aço API 5L X70; (b) Aço ASTM A516; (c) Aço SAE 4130 ................................................................................................ 83 4.5 - Microestrutura do aço API 5L X 70 austenitizado a 920 º e resfriado em óleo a 23 ºC/s. Ataque nital 2% ....................................................... 85 4.6 - Microestrutura do aço ASTM A516 austenitizado a 870 ºC e resfriado em óleo a 23 ºC/s. Ataque nital 2% ........................................................ 86 4.7 - Diagrama de transformação com resfriamento contínuo de um aço 1524 MoV, mostrando a possibilidade de obtenção de diversas combinações microestruturais em função da velocidade de resfriamento. Os números dentro dos círculos correspondem à dureza Vickers para as microestruturas correspondentes [ASM HANDBOOK, 1996] .............................................................................. 86 4.8 - Diagrama de resfriamento contínuo de um aço contendo 0,15 %C, 0,25 %Si e 1,40 %Mn, indicando que dependendo da taxa de resfriamento utilizada é possível a obtenção de microestruturas constituídas por ferrita (F), perlita (P), martensita (M) e bainita (B) [ATKINS, M.;1980] ............................................................................... 87 4.9 - API X70 austenitizado a 920 ºC e resfriado a 16 ºC/s .......................... 88 4.10 - ASTM A 516 austenitizado a 870 ºC por 40 minutos resfriado a 50 ºC/s seguido de revenido a 350 ºC por 60 minutos ................................ 89 4.11 - SAE 4130 austenitizado a 850 ºC por 40 minutos resfriado a a 450 ºC por 30 minutos seguido de resfriamento em água ................................. 89 4.12 - Diagrama tensão deformação obtidas para o aço 4130 no estado como fornecido ................................................................................................. 92 vii 4.13 - Curva de energia de impacto por temperatura, aço API 5L X70 e ASTM A516 no estado como fornecido. Corpo de prova entalhado, com direção de laminação adotada L-T (Longitudinal) ......................... 95 4.14 - (a) Superfície de fratura do aço API, direção transversal, -140°C, 14J. (b) Superfície de fratura do aço API, direção transversal, -140°C, 112J [Guimarães, V.A. et all, 2004] ....................................................... 96 4.15 - Delaminações observadas nas superfícies de fratura de corpos de prova C(T) e L(T). Observam-se cavidades em tamanhos variados, ocorrendo paralelamente ao longo do plano de propagação da trinca [HIPPERT, E. Jr; RUGGIERI, C] .......................................................... 97 4.16 - Micromecanismo de delaminação proposto por Shanmugan e Pathak [1996] em microestruturas ferríticas perlíticas bandeadas ................... 98 4.17 - Superfície de fratura de um corpo de prova de impacto do tipo charpy pré-trincado por fadiga e ensaiado a 0ºC (Material ASTM A516 - Energia absorvida de 49 J). Verifica-se as presença de três regiões distintas: região de entalhe, pré-trinca por fadiga e fratura ................... 99 4.18 - Curva de energia de impacto por temperatura, aço API 5L X70, utilizando corpo-de prova entalhados e pré-trincados por fadiga. Direção de laminação adotada L-T ........................................................ 100 4.19 - Curva de energia de impacto por temperatura, aço ASTM A 516, utilizando corpo-de prova entalhados e pré-trincados por fadiga. Direção de laminação adotada L-T ........................................................ 101 4.20 - Curva de energia por temperatura, aços API 5L X70 e ASTM A516, corpos de prova pré-trincados por fadiga ............................................... 101 4.21 - Curva de energia de impacto por temperatura, comparando o aço API, conforme fornecido, com o temperado .................................................. 103 4.22 - Curva de energia de impacto por temperatura, comparando o aço API pré-trincado, conforme fornecido, com o temperado ............................ 103 4.23 - Curva de energia de impacto por temperatura do aço API X70 na condição 920 23 °C/s com corpos de prova entalhados e pré-trincados por fadiga ................................................................................................ 104 viii 4.24 - Curva de energia de impacto por temperatura do aço API X70na condição 920 16 °C/s com corpos de prova entalhados e pré-trincados por fadiga................................................................................................. 105 4.25 - Curva de energia de impacto por temperatura do aço ASTM A516na condição 870 23 °C/s com corpos de prova entalhados e pré-trincados por fadiga ................................................................................................ 105 4.26 - Curva de energia de impacto por temperatura do aço ASTM A516 na condição R350 com corpos de prova entalhados e pré-trincados por fadiga ...................................................................................................... 106 4.27 - Curva de energia de impacto por temperatura do aço 4130 no estado como fornecido com corpos de prova entalhados e pré-trincados por fadiga ..................................................................................................... 106 4.28 - Curva de energia de impacto por temperatura do aço 4130 na condição austenitizada a 450 °C com corpos de prova entalhados e pré-trincados por fadiga .......................................................................... 107 4.29 - Reconstrução confocal tridimensional da fratura em corpo de prova Charpy, aço API 5L X70 pré-trincado tratado, a -20°C ........................ 108 4.30 - Reconstrução confocal tridimensional da fratura em corpo de prova Charpy, aço API 5L X70 pré-trincado tratado, a -60º C ....................... 109 4.31 - Reconstrução confocal tridimensional da fratura em corpo de prova Charpy, aço ASTM A516 pré-trincado tratado, a 0º C ......................... 109 4.32 - Reconstrução confocal tridimensional da fratura em corpo de prova Charpy, aço ASTM A516 pré-trincado tratado, a 25º C ....................... 110 4.33 - Reconstrução confocal tridimensional da fratura em corpo de prova Charpy, aço ASTM A516 pré-trincado tratado, a -80º C ...................... 110 4.34 - Fractografia da superfície de fratura do aço API- CF, corpo-de-prova entalhado ................................................................................................. 113 4.35 - Fractografia da superfície de fratura do aço API - CF, corpo-de-prova pré-trincado ............................................................................................. 113 4.36 - Fractografia da superfície de fratura do aço A516 - CF, corpo-de- prova entalhado ....................................................................................... 114 ix 4.37 - Fractografia da superfície de fratura do aço A516 - CF, corpo-de- prova pré-trincado ................................................................................... 114 4.38 - Fractografia da superfície de fratura do aço API- R23 ºC/s, corpo-de- prova entalhado ....................................................................................... 115 4.39 - Fractografia da superfície de fratura do aço API - R23 ºC/s, corpo-de- prova pré-trincado ................................................................................... 115 4.40 - Fractografia da superfície de fratura do aço A516-R23 ºC/s, corpo-de- prova entalhado ....................................................................................... 116 4.41 - Fractografia da superfície de fratura do aço A516 R 23 ºC/s, corpo- de-prova pré-trincado ............................................................................. 116 4.42 - Correlação entre os resultados de impacto do tipo Charpy (corpos de prova entalhados) e a temperatura de referência T0 da curva mestra.... 120 4.43 - Correlação entre os resultados de impacto do tipo Charpy (corpos de prova pré-trincados) e a temperatura de referência T0 da curva mestra 120 4.44 - Curva mestra obtida para a condição API X70 CF exibindo uma temperatura de referência T0 de -127,5 °C correspondente a uma tenacidade de 100 MPa.m1/2................................................................... 121 4.45 - Curva mestra obtida para a condição API X70 920 – 16 °C/s exibindo uma temperatura de referência T0 de -66,5°C correspondente a uma tenacidade de 100 MPa.m1/2.................................................................... 121 4.46 - Curva mestra obtida para a condição API X70 920 – 23 °C/s exibindo uma temperatura de referência T0 de – 70,2 °C correspondente a uma tenacidade de 100 MPa.m1/2.................................................................... 122 4.47 - Curva mestra obtida para a condição ASTM A516 CF exibindo uma temperatura de referência T0 de -89,6°C correspondente a uma tenacidade de 100 MPa.m1/2.................................................................... 122 4.48 - Curva mestra obtida para a condição ASTM A516 - 970 – 23 °C/s exibindo uma temperatura de referência T0 de -47,8°C correspondente a uma tenacidade de 100 MPa.m1/2.......................................................... 123 x 4.49 - Curva mestra obtida para a condição ASTM A516 – R350 exibindo uma temperatura de referência T0 de -27,5 °C correspondente a uma tenacidade de 100 MPa.m1/2................................................................... 123 4.50 - Curva mestra obtida para a condição 4130 CF exibindo uma temperatura de referência T0 de -77,7 °C correspondente a uma tenacidade de 100 MPa.m1/2.................................................................... 124 4.51 - Curva mestra obtida para a condição 4130 A450 exibindo uma temperatura de referência T0 de -99,7 °C correspondente a uma tenacidade de 100 MPa.m1/2.................................................................... 124 4.52 - Correlação entre a tensão máxima de resistência a tração e a temperatura de referência T0................................................................... 126 4.53 - Diagrama de probabilidade de falha de Weibull para a condição API X70 CF ensaiado a - 95°C....................................................................... 127 4.54 - Diagrama de probabilidade de falha de Weibull para a condição API X70 23 °C/s ensaiado a - 70°C .............................................................. 127 4.55 - Diagrama de probabilidade de falha de Weibull para a condição API API X70 16 °C/s ensaiado a - 70°C ...................................................... 128 4.56 - Diagrama de probabilidade de falha de Weibull para a condição ASTM A516 CF ensaiado a - 75°C ...................................................... 128 4.57 - Diagrama de probabilidade de falha de Weibull para a condição ASTM A516 23°C/s ensaiado a - 50°C ............................................... 129 4.58 - Diagrama de probabilidade de falha de Weibull para a condição ASTM A516 R350 ensaiado a 15 °C ................................................... 129 4.59 - Diagrama de probabilidade de falha de Weibull para a condição 4130 CF ensaiado a - 45°C ............................................................................. 130 4.60 - Diagrama de probabilidade de falha de Weibull para a condição 4130 A450 ensaiado - 65°C ............................................................................. 130 4.61 - (a) Superfície de fratura de um corpo de prova do tipo C(T) do aço 4130 CF ensaiado a - 45 °C apresentando aspecto frágil. (b) Curva Tensão x CMOD mostrando crescimento estável da trinca antes da fratura final ............................................................................................. 133 xi 4.62 - Modelo do elo mais fraco (Deaquino, et all, 1999) ............................... 134 4.63 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição API X70 CF ensaiada a -95°C ..................................................................................... 136 4.64 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição API X70 23 °C/s ensaiada a - 70°C ................................................................................... 137 4.65 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição API API X70 16 °C/s ensaiada a - 70°C .................................................................................. 137 4.66 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição ASTM A516 CF ensaiada a - 75°C .................................................................................. 138 4.67 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição ASTM A516 23°C/s ensaiada a - 50°C .................................................................................. 138 4.68 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição ASTM A516 R350 ensaiada a 15 °C .................................................................................... 139 4.69 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição 4130 CF ensaiada a - 45°C ........................................................................................................ 139 4.70 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição 4130 A450 ensaiada - 65°C ........................................................................................................ 140 4.71 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição API X70 CF ensaiada a -95°C de acordo com a equação 4.10 .................................................. 141 4.72 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição API X70 23 °C/s ensaiada a - 70°C de acordo com a equação 4.10 ................................. 142 4.73 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição API API X70 16 °C/s ensaiada a - 70°C de acordo com a equação 4.10 ................................. 142 4.74 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição ASTM A516 CF ensaiada a - 75°C de acordo com a equação 4.10 ................................. 143 4.75 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição ASTM A516 23°C/s ensaiada a - 50°C de acordo com a equação 4.10................................... 143 4.76 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição ASTM A516 R350 ensaiada a 15 °C de acordo com a equação 4.10 .................................. 144 4.77 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição 4130 CF ensaiada a - 45°C de acordo com a equação 4.10 ...................................................... 144 xii 4.78 - Correlação entre o KJC e CTOD para a condição 4130 A450 ensaiada - 65°C de acordo com a equação 4.10 ...................................................... 145 xiii LISTA DE TABELAS 2.1 - Efeito de elementos químicos na temperatura de transição nos aços ...... 14 2.2 - Equações utilizadas para o cálculo do fator de intensificação de tensão para os corpos de prova do tipo SE(B) e C(T) segundo anorma ASTM E399-95 ................................................................................................... 33 2.3 - Requisitos de validade do ensaio de acordo com a norma ASTM E 1221-96 .................................................................................................... 34 2.4 - Principais ensaios relacionados a mecânica da fratura linear elástica normalizados pela ASTM ........................................................................ 42 2.5 - Equações utilizadas para o calculo de J(i) quando utiliza-se a técnica dos múltiplos corpos de prova para amostras do tipo C(T) [ASTM E1820-96] ................................................................................................ 47 2.6 - Equações utilizadas para o cálculo do CTOD utilizando-se corpos de prova do tipo SE(B) e do tipo C(T) ......................................................... 56 2.7 - Principais parâmetros e definições de métodos de ensaios baseados na Mecânica da Fratura Elasto-Plástica ....................................................... 59 3.1 - Composição química em peso dos principais elementos dos aços utilizado neste trabalho ............................................................................ 64 3.2 - Resultados obtidos para o ensaio de dilatometria para algumas temperaturas de transformação do aço API 5L X65 utilizado neste trabalho ................................................................................................... 66 xiv 3.3 - Taxa média obtida para os diferentes meios de resfriamento utilizados neste trabalho .......................................................................................... 67 3.4 - Nomenclatura adotada para cada condição metalúrgica estudada neste trabalho ................................................................................................... 70 3.5 - Valores dos carregamentos e do fator de intensificação de tensão utilizados para a obtenção da pré-trinca por fadiga na condição como- fornecida ................................................................................................ 74 4.1 - Aspectos morfológicos das inclusões dos três aços pesquisados ............ 84 4.2 - Resultados dos ensaios de tração para o aço API 5L X70, ASTM A516, e SAE 4130 no estado conforme fornecidos ............................... 90 4.3 - Resultados dos ensaios de tração para o aço API 5L X70, ASTM A516, e SAE 4130 após os tratamentos térmicos .................................. 93 4.4 - Valores de rugosidade medidos na superfície de fratura, para diferentes temperaturas ........................................................................................... 111 4.5 - Temperatura corresponde a energia de 28J durante o ensaio Charpy e temperaturas de ensaio de mecânica da fratura (°C) .............................. 117 4.6 - Temperatura corresponde a energia de 28J durante o ensaio Charpy e temperatura de referência T0 da curva mestra ........................................ 119 4.7 - Condição microestrutural – Valor do coeficiente m de Weibull ......... 131 xv NOMENCLATURA Letras Latinas a - comprimento da trinca [mm] B - espessura do corpo de prova de tenacidade à fratura [mm] E- módulo de elasticidade [kgf/mm2] P - carga [kgf] t - tempo [s] W - largura do corpo de prova de tenacidade à fratura [mm] Letras Gregas δ - parâmetro retirado do ensaio CTOD [mm] ν - coeficiente de Poisson σ - tensão [MPa] xvi Abreviações a0 - Comprimento inicial (original da trinca) [mm] Ac1 - Temperatura na qual inicia a transformação de ferrita em austenita no aquecimento. Ac3 - Temperatura na qual a transformação de ferrita em austenita é completada no aquecimento. ARBL - Alta resistência e baixa liga. °C - Graus Celsius (centígrados). CF - Condição do material utilizado no estado como fornecido. COD - Deslocamento de abertura da trinca. [mm] C(T) Corpo de prova de tenacidade à fratura solicitatado por tração CTOD - Deslocamento de abertura da ponta da trinca. [mm] CTODc - Parâmetro de tenacidade do ensaio CTOD que determina o início da propagação instável da trinca quando não há ocorrência de propagação estável antes da máxima carga ou antes do primeiro “pop in”. [mm] CTODm - Parâmetro de tenacidade do ensaio CTOD que caracteriza o valor da abertura da ponta trinca quando o ensaio atinge o início da máxima carga. [mm] CTODu - Parâmetro de tenacidade do ensaio CTOD que determina o início da propagação instável da trinca quando há ocorrência de propagação estável antes da máxima carga ou antes do primeiro “pop in”. [mm] FAD Diagrama de análise de falhas JIC Parâmetro de tenacidade à fratura correspondente ao início de propagação estável da trinca. KIC Parâmetro de tenacidade a fratura em deformação plana. [MPa√m] xvii Kf (max) - Fator de intensificação de tensão máximo de fadiga. [MPa√m] Kf (min) - Fator de intensificação de tensão mínimo de fadiga [MPa√m] KQ Fator de intensificação de tensâo que pode ser igual ao valor de KIC se as condições de validade do ensaio forem satisfeitas. [MPa√m] L-T - Orientação de retirada de corpos de prova em chapas no sentido da laminação com propagação da trinca na direção transversal. MFLE - Mecânica da fratura linear elástica. MFEP - Mecânica da fratura elasto-plástica. NDT Temperatura de ductilidade nula Pc - Carga que determinada o início da propagação instável da trinca quando não há ocorrência de de propagação estável antes da máxima carga ou antes do primeiro “pop in” no ensaio de CTOD. [kgf] P (max) - Carga máxima de fadiga [kgf] P (min) - Carga mínima de fadiga [kgf] Pm - Carga máxima do ensaio CTOD [kgf] Pu - Carga que determinada o início da propagação instável da trinca quando há ocorrência de de propagação estável antes da máxima carga ou antes do primeiro “pop in” no ensaio de CTOD. [kgf] rp - Fator de rotação plástica de corpos de prova de tenacidade à fratura SE(B) Corpo de prova de tenacidade à fratura solicitatado por flexão. S-T - Orientação de retirada de corpos de prova em chapas a partir da espessura do material com propagação da trinca na direção transversal xviii Vp - Deslocamento da boca da trinca [mm] ∆a Variação do comprimento da trinca [mm] δc - Parâmetro de tenacidade do ensaio CTOD que determina o início da propagação instável da trinca quando não há ocorrência de propagação estável antes da máxima carga ou antes do primeiro “pop in”. [mm] δm - Parâmetro de tenacidade do ensaio CTOD que caracteriza o valor da abertura da ponta trinca quando o ensaio atinge o início da máxima carga. [mm] δu - Parâmetro de tenacidade do ensaio CTOD que determina o início da propagação instável da trinca quando há ocorrência de propagação estável antes da máxima carga ou antes do primeiro “pop in”. [mm] σe - Limite de escoamento [MPa] σe0,2 - Limite de escoamento pelo critério de 0,2% de deformação plástica [MPa] σt - Limite de resistência à tração [MPa] σy Resistência efetiva do material calculada como a média entre o limite de escoamento e o limite de resistência à tração. [MPa] Siglas ABNT - Associação brasileira de Normas técnicas API - “American Petroleum Institute” ASTM - “American Society for testing and Materials” BS - “British Standart” ESIS “European Society for Integrity Structural” xix 1. INTRODUÇÃO A necessidade de aperfeiçoamento de projetos vem estimulando pesquisas de desenvolvimento de novas classes de materiais. Nas últimas décadas têm sido realizados estudos intensivos, no sentido de obter subsídios científicos e tecnológicos, sobre o desempenho de novos materiais com o objetivo principal de se obter melhores propriedades mecânicas. Atualmente, já é bem conhecida a clássica relação inversa entre resistência mecânica e tenacidade, onde se pode verificar, via de regra, que aumentos de resistência conduzem a uma diminuição de tenacidade. O grande desafio tecnológico no desenvolvimento de materiais de alta resistência, então, está em atingir aumentos simultâneos de resistência mecânica e tenacidade [DAVIS,C.L e KING, J.E.; 1993]. A importância da tenacidade à fratura vem sendo cada vez mais reconhecida em projetos mecânicos de alta responsabilidade, como aqueles característicos da indústria nuclear, petroquímica, aeronáutica e aeroespacial. Nestas situações, o emprego de novos materiais está associado a uma necessidade intrínseca de se garantir a segurança das estruturas. A presença de pequenas trincas ou defeitos podem provocar falhas em componentes mesmo quando estes estejam submetidos a tensões dentro do regime elástico, portanto, abaixo da tensão de escoamento, σys. Um fator importante que deve ser considerado nesses estudos é que o aumento de resistência mecânica dos materiais é conseguido de forma relativamente simples, através de alterações de processamento, aumento das velocidades de resfriamento ou pela utilização de tratamentos térmicos. Porém, a alta resistência mecânica deve estar associada a níveis adequados de tenacidade à fratura. Ao se optar pelo uso de materiais que têm seu comportamento à Capítulo 1 – Introdução __________________________________________________________________________________________ fratura variando com a temperatura, deve-se procurar entender e avaliar corretamente a possibilidade do material trabalhar dentro da região de transição dúctil-frágil em algum instante da sua vida em serviço. Ensaios de fratura realizados na região de transição apresentam grande espalhamento em seus resultados, mostrando também uma grande dependência da temperatura de realização desses ensaios assim como do tamanho e geometria dos corpos de prova utilizados [ANDERSON et al, 1992]. Desta forma, valores de tenacidade medidos experimentalmente em corpos de prova de uma única geometria a uma determinada temperatura, mesmo quando fabricados a partir da mesma corrida, não são consistentes e apresentam muita variação quantitativa. Adicionalmente, tais resultados não apresentam correlação com aqueles obtidos em ensaios realizados para a mesma corrida em corpos de prova de diferentes tamanho e geometria [LANDES, J.D.;1992]. De forma a se prever, com precisão, o comportamento à fratura destes materiais para o projeto de componentes e estruturas, o procedimento usual é o de limitar a sua utilização ao patamar superior, onde o comportamento dos mesmos é totalmente dúctil e o valor de tenacidade, além de independer dos fatores anteriormente citados, permanece quase constante. Nessa região é mais fácil aceitar a existência de trincas no material, uma vez que normalmente a falha da estrutura ou componente não se dá por um evento instável de fratura frágil, mas sim por colapso plástico da seção transversal, ou por um rasgamento dúctil, precedido de crescimento estável das trincas existentes [LANDES, J.D.; 1995]. Entretanto, deve ser considerada a possibilidade do material ter um comportamento misto dúctil-frágil, típico da região de transição, apesar da temperatura de operação dos equipamentos ser normalmente alta e característica de patamar superior. Esta possibilidade é causada pela combinação de efeitos resultantes da degradação do material, ocorrendo ao longo da vida útil do equipamento e, eventualmente, de situações de operação anormal que devem ser postuladas na fase de projeto em atendimento às recomendações das normas e códigos de projeto adotados. Do ponto de vista da degradação das propriedades do material constituinte, é 2 Capítulo 1 – Introdução __________________________________________________________________________________________ importante a consideração do envelhecimento térmico, causado pela ciclagem térmica decorrente da variação da temperatura de operação do equipamento ao longo de sua vida útil, e pelas conseqüências da ação do ambiente de operação, como por exemplo a fragilização neutrônica ocorrendo em vasos de pressão de centrais nucleares, ou o ambiente corrosivo de certas plantas químicas [SERPAN, C.Z., RANDAL, P.N.;1995]. Essas ações térmicas e ambientais agindo sobre o material durante sua operação podem alterar a sua microestrutura, tornando-o mais frágil. A combinação desses e de outros efeitos pode fazer com que, em algum momento da vida útil do equipamento, a temperatura de operação esteja dentro da região de transição. Por causa disso, para uma avaliação confiável da sua integridade estrutural, torna-se necessário conhecer o comportamento do material em termos da Mecânica da Fratura nesta região. A transição dúctil-frágil caracteriza-se por uma mistura de dois mecanismos de fratura. Inicialmente a região da ponta da trinca se deforma plasticamente causando um crescimento estável da trinca por uma determinada extensão até que, subitamente, esse processo é interrompido por um evento de clivagem com conseqüente falha do componente, por fratura em modo frágil. A elaboração de novas normas para atender essa região tem sido estimulada pelos organismos normativos internacionais, muitas delas já aprovadas, como a ASTM E1921-97, desenvolvida pelo consórcio ASTM- ORNL Oak Ridge National Laboratory [ASTM, 2006; RUGGIERI et al, 1998]. Um aspecto a ser analisado na região de transição é o do espalhamento dos valores de tenacidade medidos, mesmo quando obtidos a partir de ensaios realizados em corpos de prova de uma mesma geometria e tamanho, confeccionados a partir de uma mesma corrida de um aço, como por exemplo o mostrado no estudo realizado por Wallin (1984) com o A508 Classe 3. Da observação dos resultados obtidos por Landes (1992) em um outro estudo semelhante com o aço alemão DIN 20MnMoNi55, pode-se perceber que, ao serem considerados os valores de tenacidade à fratura na transição (Jc) a uma temperatura de –90°C, encontra-se uma variação de 16,9 a 357,4 KJ/m2, ou seja uma razão de mais de 1:20. Diante de tais evidências experimentais, assume-se que a 3 Capítulo 1 – Introdução __________________________________________________________________________________________ solução para tratar os resultados obtidos nesta região de transição deve passar por uma abordagem estatística. Além disso, após a análise de resultados de ensaios por diversos grupos realizados em diferentes laboratórios, constatou-se que, na transição, a tenacidade torna-se extremamente dependente da geometria [LANDES, J.D.;1985], bem como do tamanho do corpo de prova [CHENG e YIU, 2000; WALIN,K.; 1995]. Este fato torna impossível a aplicação direta do valor de tenacidade experimentalmente medido na análise de fratura de componentes e estruturas, a não ser que sejam testadas réplicas perfeitas, em tamanho e geometria, dos componentes e estruturas reais, o que é inviável na maioria das vezes. Para solucionar estes problemas, um modelo analítico-experimental denominado Curva Mestra foi desenvolvido, tendo sido validado para alguns aços ferríticos de uso nuclear [WALLIN, K. 2001; WALLIN, K. et al, 2001; JOYCE, J.A. e TREGONING, R.L.; 2001]. A pesquisa proposta neste projeto tem como principal finalidade estender a aplicação da metodologia definida pela ASTM E1921-97 a outros materiais estruturais atualmente em uso pela indústria aeronáutica, aeroespacial e pela indústria de tubulações, realizando uma análise quantitativa e qualitativa de aspectos microestruturais envolvidos. 1.1. OBJETIVOS O objetivo do trabalho é o de analisar o comportamento mecânico de aços estruturais utilizando a metodologia proposta pela ASTM E1921-97 de forma que possibilite um melhor entendimento da variação da tenacidade à fratura na região de transição dúctil-frágil, em relação a mudanças na microestrutura, temperatura, geometria e tamanho de corpos de prova obtidos com os materiais considerados. A proposta principal do trabalho é a de permitir que, conhecida a tenacidade à fratura na transição para uma determinada geometria e temperatura, seja possível prever a tenacidade do mesmo material em uma nova temperatura e geometria. Além disso, 4 Capítulo 1 – Introdução __________________________________________________________________________________________ pretende-se demonstrar que a metodologia é também capaz de prever a tenacidade na região dúctil-frágil para diversas condições microestruturais. O trabalho inclui um estudo da influência de diversas rotas de tratamentos térmicos aplicadas em um aço 4130 utilizado pela indústria aeronáutica, um aço de qualidade API utilizado pela indústria petrolífera e um aço da classe A516 atualmente utilizado pela indústria nacional de vasos de pressão, na microestrutura, propriedades mecânicas de tração e tenacidade à fratura. O estudo verificará quais os mecanismos que levam à obtenção de melhores correlações entre propriedades mecânicas e tenacidade à fratura dando atenção especial à região de transição dúctil-frágil. Em paralelo, procurar-se-á também estabelecer correlações entre as propriedades obtidas pela mecânica da fratura com as propriedades de menor custo de obtenção, como o limite de resistência mecânica, estabelecendo relações que poderão facilitar a comparação com resultados já existentes e também a otimização de trabalhos futuros. 5 2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 2.1 - A TRANSIÇÃO DÚCTIL-FRÁGIL Alguns materiais estruturais apresentam um comportamento à fratura que se altera com a temperatura. Tal alteração de comportamento é representada por uma curva de transição, onde duas regiões aparecem bem definidas como ilustra a figura 2.1: uma região de comportamento dúctil do material, caracterizada pelas altas temperaturas e também conhecida como patamar superior, e outra que está associada a temperaturas bem baixas, onde o material apresenta comportamento frágil, também chamada de patamar inferior. Entre essas duas regiões encontra-se a transição dúctil- frágil, assim denominada pelo fato de ser esta a região onde, em um dado intervalo de temperatura, as mudanças se manifestam mais intensamente e pelo fato do material apresentar um comportamento misto de dúctil e frágil. 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 7,0 Te na ci da de à F ra tu ra Temperatura Clivagem + Rasgamento Dúctil Clivagem Patamar Superior Início de Rasgamento Dúctil Patamar Inferior Figura 2.1 - Comportamento à Fratura de Aços Ferríticos [ANDERSON, T.L. 1994] Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ A redução de tenacidade na região de transição está associada a resistência a movimentação de discordâncias e a sensitividade relacionada a ativação térmica da estrutura. Em temperaturas reduzidas a mobilidade de discordâncias se torna reduzida devido a um aumento das tensões internas da estrutura. Metais com estrutura cristalina cúbica de faces centradas como, por exemplo, cobre, alumínio, níquel e aço inoxidável austenítico apresentam uma queda suave de tenacidade com a diminuição da temperatura. Por sua vez, metais com estrutura cristalina cúbica de corpo centrado, como por exemplo, aços ferríticos que apresentam uma considerável importância na fabricação de vasos de pressão, pontes e estruturas navais, sofrem uma sensível queda de tenacidade em uma certa faixa de temperatura. A Figura 2.2 ilustra, de forma esquemática, a variação de tenacidade com a temperatura, para ambos os tipos de estrutura cristalina. 0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 CFC CCC Te na ci da de Temperatura Figura 2.2 - Curvas de ductilidade em função da temperatura mostrando que as estruturas CCC apresentam variação de comportamento mecânico mais acentuado quando comparado a estruturas CFC. 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 7,0 Te na ci da de à F ra tu ra Temperatura Clivagem + Rasgamento Dúctil Clivagem Patamar Superior Início de Rasgamento Dúctil Patamar Inferior 7 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ A busca por uma explicação com relação à diferença de comportamento entre estruturas CFC e CCC tem sido objeto de diversos estudos. Segundo a abordagem de Hertzberg, R.W. (a) [1989], o principal efeito está relacionado a magnitude da distorção imposta na rede cristalina por uma discordância. A figura 2.3 apresenta uma representação esquemática do efeito de uma discordância em cunha na distorção de dois reticulados diferentes. A força necessária para a movimentação de uma discordância conhecida como força de Peierls-Nabarro ou força de Peierls assumirá configurações diferentes entre as duas condições apresentadas. Conseqüentemente, efeitos diferentes estarão relacionados a variação de comportamento mecânico em função da temperatura como mostra o quadro anexo a figura 2.3. Em um metal com estrutura CFC a distorção do reticulado por uma discordância é extensa; no entanto, a força necessária para provocar uma movimentação é reduzida provocando pouca influência no comportamento mecânico com a variação da temperatura Extenso Estreito Material Estrutura Cristalina Largura da discordância (W) Tensão de Peierls Influência da temperatura na Tensão de escoamento Metal CFC Grande Muito Pequena Desprezível Metal CCC Estreita Moderada Forte Cerâmic a Iônica Estreita Grande Forte Cerâmic a Covalente Muito estreita Muito grande Forte Figura 2.3 Distúrbio causado por uma discordância em cunha em diferentes estruturas cristalinas [HERTZBERG, R.W. (a), 1989] 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 7,0 Te na ci da de à F ra tu ra Temperatura Clivagem + Rasgamento Dúctil Clivagem Patamar Superior Início de Rasgamento Dúctil Patamar Inferior 8 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ Deve ser notado também que a transição de comportamento dos aços ferríticos de dúctil para frágil quando a temperatura diminui vem acompanhada de uma mudança no micromecanismo de fratura, de alveolar (“dimples”) para clivagem, devido a inibição dos micromecanismos de deformação plástica. Como uma conseqüência desse aumento da restrição à deformação plástica, e não como uma causa, temos uma passagem de escoamento em larga escala para escoamento restrito no comportamento mecânico macroscópico do material, fazendo com que este frature logo após o limite de escoamento ser atingido. Outro parâmetro que causa influência importante no comportamento mecânico dos materiais é a taxa de deformação. Barson e Rolfe [1970] verificaram esta hipótese em corpos de prova do tipo Charpy ensaiados em diferentes taxas de deformação. Pela análise da figura 2.4 verifica-se que com a diminuição da taxa de deformação ocorre também diminuição da temperatura de transição. No entanto, na região de patamar superior ocorre um aumento da energia absorvida que pode estar relacionada a elevação que ocorre no limite de escoamento de materiais metálicos em função do aumento da taxa de deformação. 0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 Variação de energia no patamar superior Monotônico Dinâmico E ne rg ia a bs or vi da Temperatura Figura 2.4 - Efeito esquemático da influência da taxa de deformação na tenacidade de metais com transição dúctil-frágil [BARSON, J.M. e ROLFE, S.T.; 1970] 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 7,0 Te na ci da de à F ra tu ra Temperatura Clivagem + Rasgamento Dúctil Clivagem Patamar Superior Início de Rasgamento Dúctil Patamar Inferior 9 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ Verifica-se então que para carregamentos estáticos ou monotônicos, a região de transição ocorre a temperaturas mais baixas do que para carregamento dinâmico. Então, para estruturas sujeitas a baixas taxas de carregamento monotônico, a curva de transição monotônica deve ser usada para prever seu comportamento em serviço, enquanto que para estruturas sujeitas a carregamento dinâmico, usa-se a curva de transição dinâmica. Da mesma forma, para estruturas sujeitas a taxas intermediárias de carregamento, deve-se utilizar uma curva de transição intermediária. Quando as taxas reais de carregamento não são bem definidas, a curva de carregamento dinâmico é usada para prever o comportamento da estrutura em serviço. Essa prática é conservadora e explica porque muitas estruturas que apresentam baixa tenacidade ao entalhe, medida pelos ensaios de impacto, não falham, mesmo com temperaturas de serviço bem abaixo da temperatura de transição sob condições de carregamento dinâmico. A temperatura de transição pode ser influenciada por fatores externos ao material. Um dos fatores que exerce influência acentuada é a triaxialidade de tensões, que se altera com a geometria do componente. A presença de um entalhe (ou de outro concentrador de tensões) em um componente, pode alterar o estado de tensões reinante para triaxial na região do entalhe, dificultando a deformação plástica e, conseqüentemente, reduzindo a ductilidade (ou a tenacidade) a uma determinada temperatura. A presença de um entalhe tende a aumentar a temperatura de transição dúctil-frágil, tendo, portanto, um efeito similar ao aumento da taxa de deformação. A triaxialidade de tensões nas proximidades da ponta do entalhe é dependente das dimensões do componente e da forma ou geometria do entalhe. O trabalho realizado por de Abe e Kayano [1996] confirmaram o efeito da geometria de corpos de prova do tipo Charpy na temperatura de transição em um aço 9Cr-1WVTa. Foram utilizados dois tipos de amostras com geometrias diferentes apresentados na figura 2.5. Para possibilitar a análise comparativa entre as duas geometrias os pesquisadores relacionaram a energia absorvida normalizada, obtida pela divisão da energia de fratura pelo volume nominal da amostra (B.b)3/2, onde B é a espessura da amostra e b o 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 7,0 Te na ci da de à F ra tu ra Temperatura Clivagem + Rasgamento Dúctil Clivagem Patamar Superior Início de Rasgamento Dúctil Patamar Inferior 10 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ ligamento não entalhado. Pela análise dos resultados apresentados pode-se verificar claramente que a redução da geometria do corpo de prova provocou forte efeito no comportamento ao impacto do material sendo que as amostras com menores dimensões apresentaram redução na temperatura de transição em todas as condições metalúrgicas pesquisadas. Este comportamento está relacionado com a triaxilidade de tensões na região do entalhe, que é muito mais severa em amostras de maiores dimensões. Os resultados obtidos por Kurishita e colaboradores [2004] também confirmam a diminuição da temperatura de transição em função da diminuição da seção transversal de corpos de prova do tipo Charpy em um aço ferrítico-martensítico, sustentando as verificações de Abe e Kayano [1996] e Wallin [1985]. A diminuição da temperatura de transição foi atribuída a redução de restrição plástica (constraint loss) em função da diminuição da área da amostra. (a) (b) Figura 2.5 Curvas de energia absorvida por área em duas geometrias de amostras (10x10 e 3x3 mm) para um aço 9Cr-1WVTa em diversas condições metalúrgicas. Verifica-se que as amostras reduzidas apresentaram diminuição na temperatura de transição. (a) Curva de energia absorvida; (b) Geometria dos corpos de prova [ABE, F. e KAYANO, H.; 1996]. 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 7,0 Te na ci da de à F ra tu ra Temperatura Clivagem + Rasgamento Dúctil Clivagem Patamar Superior Início de Rasgamento Dúctil Patamar Inferior 11 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ 2.2– INFLUÊNCIA DE ASPECTOS MICROESTRUTURAIS E METALÚRGICOS NA TRANSIÇÃO DÚCTIL-FRÁGIL Fatores metalúrgicos relacionados intrinsecamente com o material, como microestrutura, composição química, tamanho de grão e distribuição de precipitados também exercem forte efeito na temperatura de transição. A composição química do material, assim como a sua microestrutura, pode ser responsável por uma variação de até 50 ºC na temperatura de transição. Atualmente já está bem estabelecido na literatura o efeito negativo do aumento do teor de Carbono em aços que é responsável pelo aumento da temperatura de transição e diminuição da energia absorvida no ensaio de impacto Charpy. Elementos como o manganês influencia de maneira bastante positiva a transição. Um aumento de 0,1% de Manganês leva à diminuição de 5 ºC na temperatura de transição. Aços estruturais de médio e baixo teor de Carbono possuem uma relação Carbono/Manganês de pelo menos 3:1. O Fósforo influencia de maneira negativa. A temperatura de transição, com base na energia absorvida de 20J, aumenta em aproximadamente 7 ºC para um aumento de 0,01% de Fósforo. O trabalho de Shen e colaboradores[2005] analisou o efeito da segregação de Fósforos em contornos de grão de um aço Cr-Mo durante o revenimento a 540 ºC. Para a situação pesquisada verificou-se dois mecanismos atuantes e competitivos: o aumento da temperatura de transição em função da segregação de Fósforo nos contornos e a diminuição da temperatura de transição provocada pela queda de dureza devido a exposição a temperatura. No entanto o efeito da segregação do Fósforo foi dominante até longos períodos de revenimento (cerca de 100 horas), sendo que o efeito da diminuição da dureza não foi significativo para recuperar os danos causados pelo Fósforo. O Enxofre não apresenta efeito significativo na variação da temperatura de transição. No entanto, é responsável por uma forte diminuição no valor de energia absorvida na região do patamar superior como pode ser observado na figura 2.6. [HERTZBERG, R. W. (b), 1989]. 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 7,0 Te na ci da de à F ra tu ra Temperatura Clivagem + Rasgamento Dúctil Clivagem Patamar Superior Início de Rasgamento Dúctil Patamar Inferior 12 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ Figura 2.6 Influência do teor de Enxofre na energia absorvida pelo impacto Charpy. Verifica-se que com o aumento do teor de Enxofre ocorre acentuada redução de energia absorvida, porém pouca influência na temperatura de transição [HERTZBERG, R. W. (b), 1989]. O Oxigênio exerce grande influência sobre a transição dos aços. O Ferro com alta pureza apresenta fragilização intergranular na presença de 0,003% de Oxigênio. O aumento de oxigênio de 0,001% para 0,0057% tende a aumentar a temperatura de transição de –15 ºC para 340 ºC. Assim é de grande importância a utilização de aços desoxidados. Os aços efervescentes geralmente apresentam temperaturas de transição maior ou igual a temperatura ambiente. Os aços semi-acalmados ao silício normalmente apresentam temperatura de transição inferior aos aços efervescentes. Já os aços acalmados ao silício e ao alumínio apresentam temperatura de transição da ordem de –60 ºC, com base na energia absorvida de 20J [FERREIRA, I, 1997]. Com isto, estes elementos, que são considerados impurezas dos aços, devem ser muito bem controlados. A tabela 2.1 apresenta de forma resumida o efeito de diversos elementos químicos na temperatura de transição em aços estruturais [HERTZBERG, R.W.; (b), 1989]. 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 7,0 Te na ci da de à F ra tu ra Temperatura Clivagem + Rasgamento Dúctil Clivagem Patamar Superior Início de Rasgamento Dúctil Patamar Inferior 13 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ Tabela 2.1 Efeito de elementos químicos na temperatura de transição nos aços Elemento Efeito: Característica Carbono Prejudicial Endurecedor extremamente potente. Promove endurecimento por solução sólida. Eleva consideravelmente a temperatura de transição. Manganês Benéfico Desoxidante e dessulfurante. Apresenta forte capacidade na redução da temperatura de transição. Enxofre Prejudicial Apresenta efeito moderado na temperatura de transição. Mas reduz drasticamente a energia absorvida ao impacto na região de patamar superior. Fósforo Prejudicial Considerado como impureza nos aços. Elemento extremamente fragilizante. Nitrogênio Prejudicial Elemento intersticial. Potente endurecedor. Causa fragilização e aumenta a temperatura de transição Níquel Benéfico Elemento estabilizador da austenita. Em teores acima de 9% elimina a transição de comportamento dúctil-frágil. Muito utilizado em aços criogênicos. Cromo Pouca influência Promove endurecimento por solução sólida. Não influencia a temperatura de transição de forma significativa. Oxigênio Prejudicial Apresenta forte influência na temperatura de transição. Os teores de oxigênio nos aços devem ser rigidamente controlados Atualmente a literatura que trata sobre o comportamento mecânico dos aços já tem bem estabelecido o efeito benéfico da redução do tamanho de grão na melhoria da tenacidade. Na região de transição este efeito também é conhecido. No entanto o trabalho conduzido por Kim e colaboradores [2003] demonstrou que o efeito do tamanho de grão está fortemente relacionado com o formato e o tamanho dos precipitados presentes no material. A redução no tamanho de grão provoca aumento na quantidade total de carbonetos por unidade de área, diminuindo o tamanho e razão de aspecto das partículas. Na mesma linha Echeverria e Ibade [2004] conclui que, para o aumento da tenacidade, é fundamental evitar a presença de partículas grosseiras associado ao controle de processo no sentido de obter-se microestruturas refinadas com capacidade de inibir o efeito de partículas frágeis na microestrutura. 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 7,0 Te na ci da de à F ra tu ra Temperatura Clivagem + Rasgamento Dúctil Clivagem Patamar Superior Início de Rasgamento Dúctil Patamar Inferior 14 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ Segundo Bowen, P.; Druce,S.J.e Knott J.F.; [1987], para se proceder a análise da tenacidade a fratura na região de transição dúctil-frágil, é importante ter um entendimento do efeito da tamanho crítico dos carbonetos, que podem causar a fratura por clivagem a uma determinada temperatura. O início da fratura por clivagem ocorre na vizinhança de uma trinca quando a tensão principal atinge um valor crítico. A magnitude da tensão principal estará relacionada ao tamanho da partícula que se intercepta com a vizinhança da frente da trinca, iniciando o processo de fratura. O trabalho de Lee e colaboradores [2002] verificou que a presença de carbonetos grosseiros do tipo M3C, quando superiores a um determinado tamanho crítico, representam um importante fator microestrutural afetando a tenacidade a fratura, uma vez que microtrincas se formadas a partir destas partículas são facilmente propagadas na matriz ferrítica causando a fratura por clivagem. Observações fractográficas realizadas por Hausild e colaboradores [2005] demonstraram que ocorre uma evolução nos mecanismos de nucleação da clivagem em um aço A508 em função do aumento da temperatura. Em baixas temperaturas, a clivagem se inicia a partir de pequenas partículas de Sulfeto de Manganês (MnS) que se propagam em planos cristalográficos (1 0 0 ) ou seja, em planos onde há a ocorrência das tensões mais baixas de coesão entre dois planos cristalográficos dados pela teoria da elasticidade. Em temperaturas mais elevadas, mais ainda próximas da região de transição dúctil-frágil, verificou-se que as partículas de inclusões não participam ativamente do processo de fratura. A clivagem inicia-se em microtrincas induzidas por deformação plástica microscópica que antecedem o processo de fratura, se propagando provavelmente em planos (1 1 2 ). Analisando o trabalho de diversos pesquisadores verifica-se que é difícil sugerir um critério de fratura macroscópico, devido a grande quantidade de parâmetros metalúrgicos e microestruturais que nem sempre são facilmente identificados. No entanto, pode-se considerar de forma bem estabelecida pela literatura que a redução das impurezas nos aços assim como o controle de partículas grosseiras provocam ganhos acentuados na tenacidade a fratura e diminuição da temperatura de transição. 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 7,0 Te na ci da de à F ra tu ra Temperatura Clivagem + Rasgamento Dúctil Clivagem Patamar Superior Início de Rasgamento Dúctil Patamar Inferior 15 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ Recentemente o periódico “Engineering Fracture Mechanics” dedicou uma edição especial (volume 69 ) que trata exclusivamente da transição dúctil- frágil de aços ferríticos. Nesta edição estão publicados os resultados principais do projeto europeu “Fracture toughness of steel in the ductile to brittle regime” desenvolvido entre os anos de 1994 e 1999. A idéia de desenvolvimento deste projeto surgiu durante as discussões do comitê de mecânica da fratura da Sociedade Européia de Integridade Estrutural (ESIS) de onde concluiu-se de forma evidente a necessidade de uma grande quantidade de trabalhos analíticos e experimentais para se estabelecer com bases sólidas o comportamento mecânico de aços ferríticos na região de transição. Neste volume estão publicados cinco artigos reunindo um conjunto excepcional de dados e análises realizadas a partir dos resultados do banco europeu de dados de tenacidade à fratura. Nesta edição estão descritos pelo menos quatro procedimentos para análise da região de transição. A seguir será realizada uma breve descrição dos métodos formulados [HEERENS, J.; HELLMANN, D.; 2002]: 1. Desenvolvimento do Banco Europeu de Dados de Tenacidade à Fratura (Euro Fracture Toughness Dataset): Este trabalho apresenta uma revisão do projeto que produziu o maior conjunto de dados que se tem na história sobre tenacidade a fratura. Para incentivar a disseminação dos dados os resultados dos ensaios podem ser acessados pela Internet por meio do site ftp://ftp.gkss.de/pub/eurodataset. Nos últimos anos diversos pesquisadores fizeram uso destes dados com o objetivo de formular novas hipóteses e teorias sobre o tratamento de dados na região de transição. O trabalho de Heerens e Hellmann [2002] apresenta uma revisão dos procedimentos de ensaio utilizados para o levantamento dos dados. 2. Método da Curva Mestra: Neste método a dependência da tenacidade à fratura no regime de transição é modelada pela Curva Mestra. Esta curva é definida por uma temperatura de referência T0. A dispersão dos resultados é modelada por uma distribuição de Weibull triparamétrica com um expoente fixo de Weibull igual a 4 assumindo um valor mínimo de tenacidade de 20 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 7,0 Te na ci da de à F ra tu ra Temperatura Clivagem + Rasgamento Dúctil Clivagem Patamar Superior Início de Rasgamento Dúctil Patamar Inferior 16 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ MPa√m. Um mínimo de seis resultados em temperaturas fixas ou valores múltiplos de temperaturas dispersas é recomendado para a aplicação do método. Em 1997 a Curva Mestra se tornou uma norma da ASTM (E1921). As comparações realizadas neste projeto confirmaram a validade do conceito da Curva Mestra [WALLIN, K., 2002]. 3. Método do Limite Inferior de Tenacidade: Este método prevê a determinação de um limite inferior de tenacidade baseado em um conjunto de dados obtido em uma única temperatura. A dispersão de tenacidade é modelada por uma dispersão biparamétrica modificada de Weibull. As análises mostraram que o método do limite inferior de tenacidade é valido para se realizar previsões correspondentes a uma probabilidade de falha acumulada inferior a 2,5%. Uma comparação de resultados demonstrou que este método coincide com a Curva Mestra em um nível de probabilidade de falha de cerca de Pf = 3%. Um número mínimo de seis valores de tenacidade é recomendado para a aplicação do método. O Método do Limite inferior de Tenacidade apresenta uma metodologia completamente desenvolvida e pode ser facilmente implementada nos procedimentos de ensaio e normas [HEERENS, J.; PFUFF, M.; HELLMANN, D.; ZERBST,U.; 2002]. 4. Método da Curva Exponencial: Este método determina uma curva de transição dúctil-frágil ajustando uma grande quantidade de dados de tenacidade á fratura obtida em múltiplas temperaturas utilizando duas curvas exponenciais. Uma curva descreve a dependência da tenacidade à fratura de clivagem antes do início da fratura dúctil. A Segunda curva descreve a dependência da temperatura na tenacidade de início de trincamento dúctil (ductile crack initiation toughness). A intersecção entre estas duas curvas define a temperatura de transição. No ajuste do algoritmo, a dispersão dos resultados de tenacidade á fratura é modelada utilizando uma distribuição log-normal. Devido às funções exponenciais apresentarem quatro coeficientes a ser determinados pela análise estatística, a aplicação deste 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 7,0 Te na ci da de à F ra tu ra Temperatura Clivagem + Rasgamento Dúctil Clivagem Patamar Superior Início de Rasgamento Dúctil Patamar Inferior 17 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ procedimento requer um grande número de resultados para se obter alta confiabilidade no ajuste da curva. Atualmente este procedimento não está sendo recomendado, considerando a quantidade de amostras necessárias [NEALE, B.K.; 2002]. 5. Método da múltipla regressão: Este método utiliza uma técnica de análise de múltipla regressão derivada da probabilidade da fratura por clivagem em função da temperatura, espessura do corpo de prova e extensão dúctil da trinca. A análise por múltipla regressão dos conjuntos de dados europeu de tenacidade à fratura indica que o expoente 4 baseado no fator de intensificação de tensão K, e o expoente 2 baseado no valor da integral J é adequado para descrever a dispersão dos resultados de tenacidade á fratura em clivagem. Para este método são necessários grandes conjuntos de resultados e complexas análises computacionais para o desenvolvimento das funções estatísticas de interesse. Espera-se que no futuro alguns dos parâmetros de ajuste sejam fixados para uma grande quantidade de materiais. Isto reduziria drasticamente a quantidade de resultados requeridos [MOSKOVIC,R.; 2002]. 2.3 – REVISÃO DAS NORMAS RELACIONADAS A AVALIAÇÃO DO COMPORTAMENTO DE FRATURA DOS MATERIAIS. Códigos e normas para a realização de ensaios de caracterização de materiais são instrumentos imprescindíveis para a obtenção de um projeto seguro e de alta confiabilidade. A necessidade de especificação de materiais começou a surgir após a revolução industrial principalmente na indústria ferroviária devido a diversas ocorrências de fornecimentos de materiais com baixa qualidade. A “Pensilvânia Railroad”, uma das maiores corporações do século XIX, financiou um grande projeto iniciado pôr Charles Dudley que publicou, após estudos intensos, um importante relatório: “A Composição Química e Propriedades Físicas de Aços para Trilhos” onde foram analisadas a durabilidade de diferentes aços utilizados na indústria 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 7,0 Te na ci da de à F ra tu ra Temperatura Clivagem + Rasgamento Dúctil Clivagem Patamar Superior Início de Rasgamento Dúctil Patamar Inferior 18 ferroviária. O impacto deste relatório, entre os fabricantes de aço, impulsionou a criação de Institutos de normalização e ensaios de materiais. As idéias de Charles Dudley, da Yale University articuladas em encontros como os da “American Chemical Society” e “International Railway Congress” contribuiu para a formação da “International Association for Testing Materials (IATM)”. Em 1898 um grupo de dezessete membros ligados a Associação Internacional para Testes de Materiais (IATM) se reuniram no estado da Philadelphia para formar um instituto norte americano de normalização dando-se início a ASTM (American Society for Testing and Materials). A partir de 1990 foi formado o primeiro comitê sobre aços onde iniciou-se uma série de discussões de normas de ensaios e especificação de materiais para a indústria ferroviária. Atualmente existem diversos institutos responsáveis pela normalização de ensaios e especificação de materiais, no entanto a ASTM tem-se destacado na edição de normas e procedimentos de ensaios mundialmente aceitos pelas indústrias, universidades e centros de pesquisa [ASTM, 2005]. 2.3.1- O ensaio de impacto – ASTM E23 O ensaio de impacto foi um dos primeiros métodos utilizados para avaliação da tenacidade de materiais metálicos. Este ensaio normalizado pela ASTM teve a sua primeira edição em 1933 e tem, até os dias atuais, grande utilização para a avaliação de componentes e estruturas metálicas. O método se baseia na queda de um pêndulo que atinge um corpo de prova com entalhe em V, que funciona como um concentrador de tensão avaliando, deste modo, o comportamento do material sujeito a um carregamento dinâmico em um estado triaxial de tensões. O ensaio pode ser realizado em diversas temperaturas o que possibilita a avaliação da alteração de comportamento dúctil-frágil A possibilidade da ocorrência de uma fratura frágil repentina e inesperada em uma estrutura pode gerar conseqüências graves, inclusive colocando vidas em risco. Desta forma o ensaio é utilizado frequentemente em controle de qualidade para a determinação da temperatura de transição e da energia absorvida procurando, assim, Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ evitar a utilização de um determinado componente na região de patamar inferior. O grande problema deste método é que o ensaio não fornece uma determina temperatura de transição, mas uma faixa de temperaturas onde ocorre a variação acentuada dos valores de energia absorvida acompanhada de alteração do micromecanismo de fratura. Diversas técnicas têm sido utilizadas para convencionar a determinação da temperatura de transição. A norma ASTM E23 prevê que a transição pode ser definida em função da porcentagem de área clivada observada na superfície de fratura. Há também a possibilidade de definir a temperatura transição fixando-se um determinado valor de energia absorvida. Porém os valores de energia tomados como referências devem estar adequados a cada tipo de material Uma característica dos ensaios de impacto é a dispersão de resultados, principalmente na faixa de transição. Por isso, um resultado de ensaio é considerado normalmente como a média dos resultados de três ensaios executados a uma mesma temperatura. Em alguns casos, realizam-se cinco ensaios a uma mesma temperatura, desprezando-se os valores máximo e mínimo e tomando-se como resultado a média dos três valores intermediários. Estudos realizados utilizando corpos de prova de impacto pré-trincados pôr fadiga demonstraram que é possível a obtenção de uma melhor precisão para a determinação da faixa de temperatura transição e uma dispersão reduzida dos valores de energia absorvida quando comparado com corpos de prova apenas entalhados [GUIMARÃES et al , 2004]. 2.3.2 Ensaio de queda livre de peso ASTM E208, E436, E604 Devido a dificuldades para a determinação com precisão da temperatura de transição pelo ensaio de impacto Charpy foi desenvolvido em 1952, pelo Laboratório de Pesquisas Navais dos Estados Unidos, o ensaio de queda livre de peso (“drop weight test”). Estas pesquisas foram motivadas em função das inúmeras fraturas ocorridas nos navios da série Liberty na década de 40. Estes ensaios que ficaram conhecidos como ensaios de impacto de Pellini devido aos extensos estudos realizados 20 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ por este pesquisador, baseiam-se na queda livre de uma massa conhecida sobre um corpo de prova, na forma de uma placa plana, com um concentrador de tensão provocado por um cordão de solda. Atualmente, esse método de ensaio é padronizado pela especificação ASTM E208-95a com a sua primeira edição em 1963, sendo aceito e utilizado pelo Código ASME [ANDERSON, T.L. 1994]. O objetivo do ensaio é a determinação da temperatura da temperatura de ductilidade nula NDT (“nill ductility transition temperature”) que pode ser definida como a máxima temperatura em que o corpo de prova padronizado fratura devido ao impacto pela queda livre de um martelo. Para a preparação da amostra padronizada de acordo com a figura 2.7 é introduzido um cordão de solda com o objetivo de produzir um concentrador de tensões na superfície da amostra que estará submetida a esforços de tração, nucleando uma trinca frágil na estrutura. O cordão de solda é introduzido na superfície oposta a aquela que receberá o peso em queda-livre. Dimensões (mm) P-1 P-2 P-3 Espessura (t) Comprimento (L) Largura (W) Comprimento da Solda 25 ± 2,5 360 ± 10 90 ± 2,0 63,5 ± 25 19 ± 1,0 130 ± 10 50 ± 1,0 44,5 ± 25 16 ± 0,5 130 ± 10 50 ± 1,0 44,5 ± 25 Figura 2.7 - Dimensões dos corpos de prova padronizados utilizados para a obtenção da NDT padronizado pela ASTM E208-95a. 21 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ O corpo de prova mais utilizado é o P2 com dimensões de 19x51x127 mm. O cordão de solda deve ser depositado em apenas um passe e deve ser submetido a um entalhe produzido por disco abrasivo ou ferramenta de corte tomando-se a precaução de não atingir o metal base durante a usinagem como esquema representativo na figura 2.8. O comprimento do cordão deve ter dimensões compatíveis com o tamanho do corpo de prova podendo assumir valores na faixa de uma a doze polegadas [ ASTM E208-95a]. METAL BASE 1,0 - 2,0 mm 1,5 mm maxCORDÃO DE SOLDA METAL BASE 1,0 - 2,0 mm 1,5 mm maxCORDÃO DE SOLDA Figura 2.8 – Detalhe do entalhe realizado sobre o cordão de solda depositado no centro do corpo de prova utilizado no ensaio NDT. Durante a realização do ensaio o corpo de prova é instalado em um dispositivo que limita a sua deformação conforme esquema da figura 2.9, por intermédio de um batente que evita que seja ultrapassado o limite de escoamento da amostra. Esse ensaio é do tipo passa-não passa, ou seja, o corpo de prova é considerado fraturado se for desenvolvida uma trinca em uma ou ambas as arestas da superfície do corpo de prova contendo o cordão de solda. O ensaio será inválido se não surgir qualquer trinca visível no cordão de solda ou se não houver evidência de que o corpo de prova encostou-se no batente houver evidências. A temperatura NDT é determinada após uma série de ensaios a diferentes temperaturas, sendo definida como a mínima temperatura à qual o corpo de prova não fratura. Para confirmação da temperatura 22 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ NDT, deve-se obter pelo menos dois corpos de prova não fraturados a uma temperatura 5 ºC acima da temperatura julgada como NDT [FORTES, C.;ARAUJO W.; 2004]. Figura 2.9 – Representação esquemática do dispositivo de apoio limitador da deflexão do corpo de prova utilizado no ensaio para a obtenção da temperatura de transição de ductilidade nula [ASTM E208-95 a] O resultado do ensaio NDT pode ser utilizado no projeto de estruturas fabricadas em aços ferríticos de baixa resistência. Como exemplo pode-se definir temperaturas mínimas permissíveis em serviço (Tmin) para estruturas contendo trincas segunda a classificação abaixo[HERTZBERG (c), 1989; IPINA, J.P. 2004]: 1. Tmin ≥ NDT: Permitido quando a tensão σ for menor que 35-55 MPa; 2. Tmin ≥ NDT+17°C ( 30°F): Permitido quando σ ≤σys/2; 3. Tmin ≥ NDT+33°C ( 60°F): Permitido quando σ ≤σys; 4. Tmin ≥ NDT+67°C ( 120°F): Permitido desde que a fratura não ocorra em valores abaixo da tensão de escoamento do material. 23 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ A partir destes estudos surgiram os diagramas FAD (Failure Analysis Diagram) desenvolvidos pôr Pelliny e Puzak (1963) como apresentados na figura 2.10. O diagrama FAD mostra uma relação entre tensões, tamanho de trinca, temperatura de serviço e comportamento de fratura. Figura 2.10. Diagrama de análise de falhas (FAD) indicando o tamanho de defeitos necessários para início de uma fratura em vários níveis de tensão em função ductilidade nula. Embora algum sucesso tenha sido encontrado com a utilização destes diagramas para aplicações em aços de baixa resistência, certas deficiências podem ser apontadas. Primeiramente, não é bem definido qual a tensão, região ou área da seção que poderá ser utilizada. O digrama FAD trata, ainda, todos os materiais com o mesmo nível de resistência da mesma maneira, ignorando a possibilidade de diferenças de tenacidade entre um aço para outro. O tamanho permitido para uma falha ou trinca que pode ser tolerada pôr uma estrutura é extremamente dependente da tenacidade do material e da 24 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ tensão aplicada. Se estes parâmetros não estiverem muito bem definidos o diagrama FAD não será suficiente para se estabelecer previsões seguras do comportamento do material. Ainda sim, estes diagramas representam uma importante tentativa de relacionar a temperatura de transição com a filosofia de controle de fratura baseada na mecânica da fratura [HERTZBERG, R.W. (c) 1989]. Utilizando conceitos semelhantes aos da norma ASTM E208 foi editada em 1971 a norma ASTM E436 (“Standard Test Method for Drop-Weight Tear Test of Ferritic Steels”) que apresenta objetivo bastante similar ao teste NDT. No entanto o corpo de prova utilizado representado pela figura 2.11 apresenta dimensões bem maiores que a utilizada no método NDT. Neste ensaio, em que o corpo de prova de flexão é fraturado pela queda de um martelo, é possível a obtenção de informações mais detalhadas da superfície de fratura. O objetivo principal após o ensaio é quantificar a área da superfície que sofreu fratura dúctil ou clivagem e relacionar com a temperatura do ensaio. É importante verificar que para a confecção do entalhe apropriado para o ensaio não é permitida a utilização de ferramenta de corte ou disco abrasivo. O entalhe é produzido através da compressão de uma ferramenta de aço rápido com um ângulo de 45° sobre o corpo de prova até uma profundidade de 5,08 mm (0,2 polegadas). A espessura da amostra deve ser a mesma da espessura da chapa. Figura 2.11 Representação esquemática do corpo de prova DWTT (Drop-weight tear Test ) normalizado pela ASTM E 436, cujo entalhe é produzido pela conformação de uma ferramenta de aço rápido na região central da amostra. 25 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ Como resultado, este ensaio apresenta então a área da amostra que sofreu fratura frágil e a área restante que sofreu comportamento dúctil do ponto de vista macroscópico. Para o cálculo da área da superfície fraturada é selecionada a região central do corpo de prova de acordo com a figura 2.12 onde são descartadas do cálculo as regiões da superfície de fratura correspondente a distância equivalente a espessura da amostra a partir da entalhe, assim como a região correspondente a espessura da amostra a partir da superfície onde houve o impacto do martelo. No relatório do ensaio deve ser relacionado a orientação de laminação da amostra, espessura da amostra, temperatura de ensaio e a aparência da fratura onde deve estar indicada a porcentagem da superfície da amostra que fraturou por clivagem. Se uma série de amostras forem ensaiadas em diferentes temperaturas é desejável construir um gráfico de resultados da porcentagem da área clivada em função da temperatura. t t t L Comprimento utilizado para o cálculo da área entre a região de fratura dúctil e clivagem E Comprimento do entalhe Regiões não consideradas para o cálculo da área Área clivada Figura 2.12. Representação esquemática da superfície de fratura de uma amostra ensaiada pelo método ASTM E436 -91. 26 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ Apesar deste ensaio apresentar uma alternativa interessante para a análise do comportamento a fratura de materiais metálicos, a sua limitação é que não se prevê nenhuma medida de energia de fratura, limitando-se apenas ao cálculo da área clivada em uma determinada temperatura. Para suprir esta limitação um novo ensaio dinâmico de fratura normalizado pela ASTM sob número E 604 –83 (Standard test Method for Dynamic Tear Testing of Metallic Materials) foi publicado, originalmente em 1975, e apresenta objetivos similares ao teste normalizado pela ASTM E 406. No entanto, neste procedimento além da medida da porcentagem da área clivada, também é realizada a medida de energia absorvida durante o processo de fratura. A medida de energia absorvida elimina a subjetividade encontrada pelo método anterior e permite a definição de valores de aceitação a serem especificados pelos usuários de aços utilizados em aplicações críticas como no caso de vasos de pressão. Neste procedimento é permitida a utilização de máquinas do tipo pêndulo assim como as máquinas de queda de peso. Com máquinas de pêndulo a energia DT (Dynamic Tear Energy) é calculada pela diferença entre a energia potencial inicial e final do pêndulo. Para as máquinas de queda de martelo deve-se estabelecer, através de um sistema calibrado de medida, a diferença entre as energias iniciais e finais do pêndulo. Para a preparação do corpo de prova padronizado esquematizado na figura 2.13 é necessária a usinagem inicial do entalhe seguido da conformação do raio de ponta com uma ferramenta de aço rápido com um ângulo de quarenta graus. Para este caso o processo de conformação gera uma zona plástica na ponta do entalhe, aumentando a concentração de tensão devido ao raio reduzido da ferramenta, facilitando o processo de fratura da amostra. 27 Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica __________________________________________________________________________________________ Figura 2.13 . Corpo de prova utilizado pelo método proposto pela ASTM E604- 83. O entalhe é obtido pôr usinagem seguido de conformação com uma ferramenta de aço rápido. De forma geral os três ensaios descritos neste item apresentam como objetivo a determinação da temperatura de transição em materiais metálicos, utilizando diferentes critérios de medida. É evidente que a temperatura de transição não é dependente apenas do critério de medição, mas também da espessura da amostra que está sendo ensaiada. De certa forma, gráficos de temperatura versus energia absorvida podem ser obtidos da mesma forma do ensaio Charpy. No entanto a grande diferença é que as amostras do ensaio DWTT e DT são muito maiores e mais espessas quando comparadas com as amostras Charpy, o que provoca um estado de tensões muito mais severo nas vizinhanças do entalhe. Como resultado pode-se obter temperaturas de transição definidas em valores extremamente elevados quando comparado ao ensaio Charpy. Uma evidência deste comportamento pode ser verificada na figura 2.14, onde os ensaios DT, NDT, assim como o ensaio de parada de trinca que será descrito posteriormente, indicam um comportamento frágil do material em temperaturas