UNIVERSIDADE TÉCNICA DE LISBOA INSTITUTO SUPERIOR TÉCNICO

COMPORTAMENTO À FADIGA DO AÇO DP600 PROCESSADO POR JACTO DE ÁGUA

Adão José Kulazi

(Licenciado)

Dissertação para obtenção do Grau de Mestre em

Engenharia Mecânica

Júri

Presidente: Professor Doutor Nuno Manuel Mendes Maia

Orientador: Professor Doutor Carlos Augusto Gomes de Moura Branco

Co-Orientador: Professora Doutora Virgínia Isabel Monteiro Nabais Infante

Vogais: Professor Doutor Edgar Luís Caramelo Gomes

OUTUBRO 2007

Dedicatória

Dedico este trabalho aos meus Pais, irmãos e à Directora Maria de Fátima

i

AGRADECIMENTOS

Gostaria de prestar minha homenagem a diversas pessoas, sem as quais este trabalho não poderia

ser concluído.

À Deus por estar vivo e com saúde.

Ao meu orientador, Professor Doutor Carlos Augusto Gomes de Moura Branco, pela

oportunidade concedida e orientação.

À minha co-orientadora, Professora Doutora Virgínia Isabel Monteiro Nabais Infante,

pela dedicação e competência. Aos meus pais, Pedro José e Ana Ventura, pelo carinho e incentivo.

Aos meus manos, Manuel, Aldair e Mpassi pelo incentivo.

Às minhas maninhas, Odete, Nora, Letícia, Luísa e Sílvia pelo carinho e incentivo.

Ao Engenheiro Pedro Duarte pelo companheirismo.

Ao Engenheiro Pedro Ramos e ao pessoal do departamento de ensaios mecânicos do ISQ,

pelo auxílio nas medições das tensões residuais.

Ao senhor Albino Samões, pelo ensinamento das técnicas e manuseio dos produtos e

equipamentos laboratoriais.

Ao meu grande amigo, Ericsson pelo incentivo.

Aos bolseiros da TOTAL E&P Angola do curso de Engenharia Mecânica do IST, pelo

incentivo e companheirismo.

ii

RESUMO

A melhoria da resistência à fadiga em alto ciclo é do interesse em geral da indústria do sector

metalo-mecânico. Os sectores industriais como o automóvel e a aeronáutica têm perdas elevadas

associadas à vida de componentes mecânicos quando esta não é cumprida devido à rotura

prematura, ocorrendo de forma abrupta, contrariamente aos fenómenos associados ao desgaste que,

regra geral sinalizam a perda de eficiência de forma contínua.

O objectivo principal do trabalho consiste em obter curvas de projecto à fadiga para chapas

finas em aço dual-phase (DP 600) em função da metalografia, tensões residuais e defeitos

superficiais resultantes dos processos de corte por fresagem e jacto de água.

As tensões residuais de compressão são benéficas para a resistência à fadiga embora seja

difícil neste caso quantificar precisamente a sua influência devido a existência de outros factores que

afectam à fadiga. Os resultados mostram que dependendo das condições de corte à utilizar o corte

por fresagem tanto pode introduzir tensões residuais de compressão ou de tracção ou ainda causar

modificações da microestrutura inicial do material, o que não acontece com o corte por jacto de água.

O acabamento superficial obtido nos provetes em estudo pelos dois processos deixam muito a

desejar e ainda podem ser melhorados com o simples ajuste dos parâmetros de corte o que seria de

capital importância no comportamento à fadiga dos provetes. No ensaio à fadiga devido ao

encruamento provocado pela fresagem observa-se uma resistência à fadiga relativamente maior nos

provetes processados por fresagem.

Palavras-Chaves: Aço dual-phase, corte por fresagem, corte por jacto de água, fadiga, tensões residuais

iii

ABSTRACT

The improvement of the fatigue strength in high cycle has a general interest for

metallomechanical sector industry. The industrial sectors such as automobile and the aeronautics

have high losses associates to the life of mechanical components when this is not fulfilled due to

premature rupture, occurring of abrupt form, contrary to the phenomenon associates to the consuming

who, general rule signal the loss of efficiency of continuous form.

The main objective of the work consists of getting project of curves to the fatigue for fine

plates in dual-phase steel (DP 600) in function of metallography, residual stresses, and superficial

defects as result of the processes of cut for milling and water jet.

The residual stresses of compression are beneficial for the fatigue strength even so it is

difficult in this case to quantify precisely its influence due the existence of other factors that affect to

the fatigue. The results show that depending on the cut conditions using the cut for milling in such a

way can introduce residual stresses of compression, or traction or still to cause modifications of the

initial microstructure of the material, what does not happen with the cut for water jet. The obtained

superficial finishing in the specimen in study for the two processes very leaves to desire and can be

improved with the simple adjustment of the cut parameters what would be an important capital in the

behavior to the fatigue of the specimen. In the analysis to the fatigue due to the strain hardening

provoked for the milling relatively bigger fatigue strength in the specimen observes itself processed by

milling.

Key-Words: Dual-phase steel, milling, water jet cutting, fatigue, residual stresses

iv

ÍNDICE GERAL AGRADECIMENTOS...........................................................................................................................i

RESUMO............................................................................................................................................ ii

ABSTRACT ....................................................................................................................................... iii

ÍNDICE GERAL ................................................................................................................................. iv

ÍNDICE DE FIGURAS........................................................................................................................vi

ÍNDICE DE TABELAS........................................................................................................................ ix

NOMENCLATURA..............................................................................................................................x

CAPÍTULO 1 – INTRODUÇÃO............................................................................................................1

1.1 – Objectivos..............................................................................................................................2

1.2 – Estrutura da dissertação ........................................................................................................2

CAPÍTULO 2 – REVISÃO BIBLIOGRÁFICA........................................................................................3

2.1 – Aço DP 600 “dual phase” .......................................................................................................3

2.1.1 – Propriedades mecânicas e microestrutura.......................................................................4

2.1.2 – Processo de obtenção ....................................................................................................4

2.2 – Processos de corte ................................................................................................................6

2.2.1 – Fresagem .......................................................................................................................6

2.2.1.2 – Influência da fresagem.............................................................................................9

2.2.2 – Corte por jacto de água.................................................................................................11

2.2.2.1 – Variáveis que afectam o corte por jacto de água e suas influências........................14

2.3 – Fadiga nos Metais: Considerações teóricas e práticas..........................................................14

2.3.1 – Introdução.....................................................................................................................14

2.3.2 – Caracterização do mecanismo de fadiga.......................................................................16

2.3.2.1 – Fase 1: Nucleação da fissura .................................................................................16

2.3.2.2 – Fase 2: Crescimento microscópico da fissura.........................................................19

2.3.2.3 – Fase 3: Propagação da fissura...............................................................................20

2.3.2.4 – Fase 4: Rotura final................................................................................................20

2.3.3 – Ciclos de tensão de fadiga ............................................................................................21

2.3.3.1 – Ciclos a amplitude de tensão constante .................................................................21

2.3.3.2 – Ciclos a amplitudes de tensão variável...................................................................22

2.3.4 – Procedimentos para o estudo da fadiga ........................................................................24

2.3.4.1 – Fadiga a baixo número de ciclos (fadiga oligocíclica) .............................................24

2.3.4.2 – Fadiga a alto número de ciclos...............................................................................25

2.3.5 – Fecho de fenda.............................................................................................................28

2.4 – Metalografia .........................................................................................................................30

2.4.1 – Considerações gerais ...................................................................................................30

2.4.2 – Efeito da microestrutura ................................................................................................31

2.5 – Acabamento superficial ........................................................................................................32

2.5.3 – Variáveis dos processos em estudo que influenciam o acabamento superficial .............35

v

2.6 – Tensões residuais ................................................................................................................36

2.6.1 – Introdução.....................................................................................................................36

2.6.2 – Origem das tensões residuais .......................................................................................37

2.6.3 – Caracterização da tensão residual ................................................................................37

2.6.4 – Efeitos da tensão residual .............................................................................................38

2.6.5 – Medição de tensões residuais .......................................................................................39

2.6.6 – Técnica de difracção de raios X ....................................................................................41

2.7 – Método dos elementos finitos (MEF) ....................................................................................45

CAPÍTULO 3 – MATERIAIS E MÉTODOS ........................................................................................47

3.1 – Material................................................................................................................................47

3.2 – Ensaios de fadiga.................................................................................................................48

3.3 – Medição das tensões residuais ............................................................................................49

3.4 – Análise microestrutural.........................................................................................................50

3.4.1 – Preparação da amostra.................................................................................................50

3.4.2 – Microscopia óptica ........................................................................................................52

3.5 – Análise dos defeitos superficiais no bordo de corte...............................................................53

3.6 – Método dos elementos finitos...............................................................................................54

3.6.1 – Elemento e malha .........................................................................................................54

CAPÍTULO 4 – RESULTADOS E DISCUSSÕES ..............................................................................56

4.1 – Ensaios de fadiga.................................................................................................................56

4.2 – Tensões residuais ................................................................................................................59

4.3 – Análise metalográfica...........................................................................................................60

4.4 – Análise dos defeitos superficiais...........................................................................................62

4.5 – Análise Numérica.................................................................................................................63

CAPÍTULO 5 – CONCLUSÕES E SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS.............................66

5.1 – Conclusões..........................................................................................................................66

5.2 – Sugestões para trabalhos futuros.........................................................................................67

REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ..................................................................................................68

vi

ÍNDICE DE FIGURAS Figura 1.1 – Boeing 737-200 da aloha Airlines sem parte da sua fuselagem após grave acidente. A

perícia indicou rotura por fadiga ao longo de uma junção como a causa do acidente [1]......................2

Figura 2.1 – Imagem da microestrutura típica dos aços dual-phase [6] ................................................3

Figura 2.2 – Representação esquemática do diagrama CCT para o aço dual-phase: (a) Diagrama

CCT no início da transformação. (b) Efeito da separação do carbono durante a transformação retarda

o início da reacção de formação de carbonetos e aumenta o potencial para a formação da martensite

[7] .......................................................................................................................................................5

Figura 2.3 – Diagrama de equilíbrio do aço com 1.5 Mn [3] .................................................................6

Figura 2.4 – Tipos de fresagem, a) fresagem periférica, b) fresagem frontal com fresa de facejar e.....7

Figura 2.4 – Operações típicas de furacão, a) furar, b) mandrilar, c) alargar e d) escariar [14] .............7

Figura 2.6 – Fresagem periférica: Corte no sentido do avanço [15] .....................................................8

Figura 2.7 – Fresagem periférica: Corte no sentido contrário ao do avanço [15] ..................................8

Figura 2.8 – Esquema da obtenção de tensões residuais no processo de maquinagem [18] .............10

Figura 2.9 – Esquema da influência do mecanismo de corte e de esmagamento...............................10

Figura 2.10 – Esquema básico do equipamento de corte por jacto de água [21] ................................13

Figura 2.11 – parte do esquema do equipamento de corte por jacto de água com abrasivos [22] ......13

Figura 2.12 – Curva S – N do trabalho de Wӧhler..............................................................................16

Figura 2.13 a) – Mecanismo de formação de intrusões e extrusões que leva à nucleação de fissuras

de fadiga [32] ....................................................................................................................................17

Figura 2.13 b) – Intrusões e extrusões que leva à nucleação de fissuras de fadiga no cobre [33] ......17

Figura 2.14 – (a) Deslocação cunha positiva, numa rede cristalina. Aparece um defeito linear na

região imediatamente acima do “tê” invertido, onde um semiplano atómico foi introduzido. (b)

Deslocação cunha com indicação da orientação do vector de escorregamento [35] ..........................18

Figura 2.15 – Deslocação parafuso numa rede cristalina cúbica. A deslocação parafuso é criada por

aplicação, num plano de corte, de tensões de corte (ou tangenciais), para cima e para baixo. Uma

deslocação parafuso consiste numa rampa, em espiral, de átomos distorcidos e é representada, no

desenho, por uma linha [35] ..............................................................................................................18

Figura 2.16 – Esquema mostrando como, por acção de uma pequena tensão de corte, o movimento

de uma deslocação cunha origina um degrau unitário de escorregamento. (a) Deslocação cunha

imaginada como devida a um semiplano atómico extra. (b) Uma pequena tensão provoca uma

mudança das ligações atómicas libertando um novo plano intercalar. (c) A repetição deste processo

faz com que a deslocação se mova através do cristal [34][35]...........................................................19

Figura 2.17 – Fases da nucleação e propagação da fissura por fadiga [32] .......................................19

Figura 2.18 – Ciclos de tensão de fadiga [27]....................................................................................21

Figura 2.19 – Tipos de ciclos de carregamento: (a) Pulsante, (b) alternado, (c) repetido....................22

Figura 2.20 – Exemplo de um carregamento variável composto por vários carregamentos constantes

.........................................................................................................................................................23

Figura 2.21 – Exemplo de um carregamento irregular .......................................................................23

vii

Figura 2.22 – Exemplo do método rainflow [40] .................................................................................24

Figura 2.23 – Curva S-N de materiais que apresentam tensão limite de fadiga definida [28]..............26

Figura 2.24 – Curva S-N de materiais que não apresentam tensão limite de fadiga definida [28] .......26

Figura 2.25 – Efeito da tensão média para aços e alumínios [45] ......................................................27

Figura 2.26 – Efeito da tensão média na resistência à fadiga do material. A vida em fadiga diminui

com o aumento da tensão média [33]................................................................................................27

Figura 2.27 – Diagrama de Goodman [39].........................................................................................28

Figura 2.28 – Definição da amplitude do fecho de fenda durante a propagação da fenda por fadiga

[48] ...................................................................................................................................................29

Figura 2.29 – Esquematização de vários mecanismos de fecho de fenda: (a) Fecho induzido por

plasticidade, (b) fecho induzido por óxido e (c) fecho induzido por rugosidade [49]............................29

Figura 2.30 – Efeito da microestrutura na razão de resistência do aço [54]........................................32

Figura 2.31 – Efeito do acabamento superficial [29] ..........................................................................33

Figura 2.32 – Efeito do acabamento superficial no comportamento à fadiga [29] ...............................34

Figura 2.33 – Perfil típico de uma superfície de corte [55]..................................................................34

Figura 2.34 – Efeito do tamanho da partícula abrasiva na superfície de corte do aço (Inconel) [24] ...35

Figura 2.35 – Efeito do número de passagens na superfície de corte do aço (Inconel) [24]................36

Figura 2.36 – Operação de laminagem a frio; a) zona de deformação plástica superficial e b)

distribuição das tensões residuais ao longo da espessura [60] ..........................................................37

Figura 2.37 – Ilustração esquemática da redução do nível de tensão aplicada devido à presença de

tensão residual de compressão [65] ..................................................................................................39

Figura 2.38 – Propriedade de fadiga em uma série de aços de Cr/Mo cementados e o correspondente

pico de tensão residual medido [61] ..................................................................................................39

Figura 2.39 – Esquematização do ângulo psi (Ψ) [71] .......................................................................43

Figura 2.40 – Modelo do estado plano de tensões elásticas [72] .......................................................43

Figura 2.41 – Malha de elementos finitos para problemas planos [77] ...............................................45

Figura 2.42 – Diferentes tipos de elementos finitos [78].....................................................................46

Figura 3.1 – Geometria do provete cotada em mm............................................................................47

Figura 3.2 – Equipamento utilizado para o ensaio de fadiga no laboratório de ensaios mecânico do

DEM, IST..........................................................................................................................................48

Figura 3.3 – Detalhe da disposição do provete na máquina...............................................................48

Figura 3.4 – Difractómetro Strainflex Series MSF-2M de marca Rigaku, utilizado no ISQ ..................49

Figura 3.5 – disposição do provete para medição da tensão residual ................................................49

Figura 3.6 – Esboço demonstrativo das janelas no provete ...............................................................50

Figura 3.7 – Prensa de embutimento a quente de marca Struers do laboratório de preparação de

amostras do DEM, IST......................................................................................................................51

Figura 3.8 – Amostra depois de embutida .........................................................................................51

Figura 3.9 – Polideira de marca Struers do laboratório de preparação de amostras do DEM, IST......51

Figura 3.10 – Microscópio Nikon do laboratório de metalografia do DEM, IST ...................................53

Figura 3.11 – Mesa de coordenadas Maxtascan do laboratório de metalografia do DEM, IST............53

viii

Figura 3.12 – Elemento SOLID95 do ANSYS [80] .............................................................................54

Figura 3.13 – Malha e zona de estudo no provete .............................................................................55

Figura 3.14 – Representação esquemática da aplicação da carga no provete...................................55

Figura 4.1 – Curva S-N do aço DP600 processado por jacto de água................................................57

Figura 4.2 – Curva S-N do aço DP600 processado por maquinagem ................................................57

Figura 4.3 – Comparação das curvas S-N.........................................................................................58

Figura 4.4 – Distribuição da tensão residual no sentido longitudinal ..................................................59

Figura 4.5 – Distribuição da tensão residual no sentido transversal ...................................................59

Figura 4.6 – Microestrutura da superfície de corte processada por jacto de água, após o ataque com

2% nital e Na2S2O5, 400x ..................................................................................................................60

Figura 4.7 – Microestrutura da superfície de corte processada por fresagem, após o ataque com 2%

nital e Na2S2O5, 400x ........................................................................................................................60

Figura 4.8 – Microestrutura do bordo de corte do provete na superfície perpendicular à superfície de

corte do provete, ataque picral, 200x.................................................................................................61

Figura 4.9 – Microestrutura da zona central do provete na superfície perpendicular à superfície de

corte do provete, ataque picral, 100x.................................................................................................61

Figura 4.10 – Superfície de corte processada por maquinagem (fresagem).......................................62

Figura 4.11 – Superfície de corte processada por jacto de água........................................................62

Figura 4.12 – Comparação da distribuição de tensões de von Mises no provete F2 processado por

maquinagem: a) sem a distribuição tensões residuais, b) com a distribuição de tensões residuais

incluídas ...........................................................................................................................................63

Figura 4.13 – Comparação gráfica da distribuição de tensões de von Mises para uma carga de 95%

da carga de cedência do provete F2 processado por maquinagem (σC = 377 MPa)...........................64

Figura 4.14 – Comparação da distribuição de tensões de von Mises no provete F4 processado por

jacto de água: a) sem a distribuição tensões residuais, b) com a distribuição de tensões residuais

incluídas ...........................................................................................................................................64

Figura 4.15 – Comparação gráfica da distribuição de tensões de von Mises para uma carga de 95%

da carga de cedência do provete F4 processado por jacto de água (σC = 377 MPa)..........................64

ix

ÍNDICE DE TABELAS

Tabela 2.1 – Constituição microestrutural típica dos aços dual-phase .................................................4

Tabela 2.2 – Métodos principais de medição de tensões residuais ....................................................40

Tabela 3.1 – Composição química dos principais elementos do aço DP600 ......................................47

Tabela 3.2 – Propriedades mecânicas do aço DP600........................................................................47

Tabela 3.3 – Sequência de lixamento das amostras..........................................................................52

Tabela 4.1 – Resultado dos ensaios de fadiga em provetes processado por jacto de água com

abrasivo............................................................................................................................................56

Tabela 4.2 – Resultado dos ensaios de fadiga em provetes processado por maquinagem ................56

x

NOMENCLATURA ABREVIATURAS ARBL – Alta Resistência e Baixa Liga

ASM – American Society for Metals

ASTM – American Society for Testing and Materials

CCT – Continuous Cooling Transformation (Transformação com arrefecimento contínuo)

DEM – Departamento de Engenharia Mecânica

DP – Dual Phase (Duas fases)

HCF – High Cycle Fatigue (Fadiga a alto número de ciclos)

HRC – Hardness Rockwell C (Dureza Rockwell C)

HSLA – High Strength Low Alloy (Baixa liga e Alta resistência)

ISQ – Instituto de Soldadura e Qualidade

IST – Instituto Superior Técnico

LCF – Low Cycle Fatigue (Fadiga a baixo número de ciclos)

MEF – Métodos dos Elementos Finitos

PIB – Produto Interno Bruto

SAE – Society of Automotive Engineers

UHP – Ultra-High Pressure (Pressão ultra elevada)

SIMBOLOGIA a – Comprimento ou profundidade da fissura

b – Expoente de resistência cíclica

C – Constante da lei de Paris

Cs – Factor de acabamento superficial

c – Expoente de ductilidade cíclica

dhkl – Distância entre as camadas atómicas no cristal

d0 – Distância inicial entre planos

dNda - Velocidade de fissuração por mecanismos dependentes dos ciclos

E – Módulo de Young

Fmáx, Fmín – Valores máximo e mínimo das forças

K – Factor de intensidade de tensões

K’ – Coeficiente de endurecimento cíclico

Kc – Valor crítico do factor de intensidade de tensões

Kmáx – Factor de intensidade de tensões máximo

Kmín – Factor de intensidade de tensões mínimo

K0 – Limiar de propagação da fissura

xi

ΔK – Gama ou intervalo do factor de intensidade de tensões

ΔKef – Factor de intensidade de tensões efectivo

m – Expoente da lei de Paris

n’ – Expoente de endurecimento cíclico

N – Número de ciclos de aplicação as cargas

Ni – Número de ciclos de iniciação da fissura

Np – Número de ciclos de propagação da fissura

Nr – Número de ciclos de rotura ou ruína

R – Razão de tensões

t – tempo de aplicação das cargas

U – Fracção efectiva

Y – Factor geométrico adimensional

α, γ – Fases de transformação no diagrama de fases

εf – Coeficiente de ductilidade cíclica

εmax, εmín – Valores máximo e mínimo da extensão

εϕΨ – Deformação na direcção

Δε/2 – Amplitude da extensão

Δε – Gama ou intervalo da extensão

Δεe – Gama da extensão elástica

Δεfc – Gama da extensão plástica acumulada

Δεp – Gama da extensão plástica

Δεt – Gama da extensão total

σ – Tensão nominal

σ1, σ2, σ3 – Tensões principais

σa – Amplitude da tensão de fadiga

σc – Tensão de cedência

σf – Tensão admissível de fadiga 'f – Coeficiente de resistência cíclica

σfo – Tensão limite de fadiga

σm – Tensão média em fadiga

σmáx – Tensão máxima

σmín – Tensão mínima

Δσ – Amplitude de carga

– Coeficiente de Poisson

λ – Comprimento de onda do feixe monocromático incidente

θ – Ângulo de incidência do feixe monocromático de raios X

– Ângulo de giro bidimensional da amostra

– Ângulo da superfície do plano do material e o eixo principal da amostra

1

CAPÍTULO 1 – INTRODUÇÃO

A melhoria da resistência à fadiga em alto ciclo é do interesse em geral da indústria do sector

metalo-mecânico. Os sectores industriais como o automóvel e a aeronáutica têm perdas elevadas

associadas à vida de componentes mecânicos quando esta não é cumprida devido à rotura

prematura, ocorrendo de forma abrupta, contrariamente aos fenómenos associados ao desgaste que,

regra geral sinalizam a perda de eficiência de forma contínua.

Podemos citar como exemplo, o acidente grave de uma aeronave da aloha Airlines em 1988

no Havai quando esta se fazia a pista de aterragem perdeu parte da sua fuselagem como

consequência da rotura por fadiga ao longo de uma junção como se concluiu na perícia realizada na

aeronave (ver Figura 1.1) [1].

Hoje em dia, a rotura por fadiga é uma grande preocupação nos projectos de engenharia em

todo o mundo, o custo anual que a fadiga de materiais impõe sobre a economia dos Estados Unidos

da América é cerca de 3% do seu PIB (Produto Interno Bruto) [2]. O que de certa forma motivou o

desenvolvimento de diversos materiais e processos de obtenção dos mesmos com o desígnio de

minimizar o efeito surpresa que normalmente advém quando um material rompe por fadiga. Dual-phase são aços que apresentam uma elevada tensão de cedência, ductilidade e

resistência à tracção (devido ao alto coeficiente de encruamento). Apresentam uma microestrutura

constituída de martensite dispersa na matriz de ferrite. Recebem o nome de dual-phase por

apresentar basicamente as duas fases bem definidas [3].

Os aços Dual-Phase surgiram na década de 1970 e são compostos, basicamente, por fases

ferrite e martensite. Podem ser comparados aos aços ARBL1 com a vantagem de terem

conformabilidade superior e um excelente acabamento superficial, devido à ausência do fenómeno de

escoamento descontínuo. Os aços Dual-Phase constituem um assunto comercial promissor,

especialmente na indústria automóvel, visto que permitem a substituição de componentes com muitas

vantagens, relacionadas com a sua resistência mecânica, vida em fadiga, aumento de ductilidade e

diminuição da rotura frágil, quando comparados com as categorias de aços como, ARBL, Aços

Carbono e Aços Ultra Resistentes [4].

1 ARBL – Alta Resistência e Baixa Liga, também conhecida na literatura anglo-saxónica como HSLA (High

Strength Low Alloy).

2

Figura 1.1 – Boeing 737-200 da aloha Airlines sem parte da sua fuselagem após grave acidente. A

perícia indicou rotura por fadiga ao longo de uma junção como a causa do acidente [1]

1.1 – Objectivos

O objectivo principal do trabalho consiste em obter curvas de projecto à fadiga para chapas

finas em aço Dual Phase (DP 600) em função do processo de corte, metalografia, tensões residuais e

defeitos superficiais resultantes dos processos de corte. Para se obter uma base de dados mais

conveniente para as superfícies de corte que contêm as variáveis acima indicadas. De modo a

possibilitar a definição das condições de corte mais convenientes para obter a máxima resistência à

fadiga do material tirando partido das condições vantajosas da alta resistência à fadiga do material.

1.2 – Estrutura da dissertação

A presente dissertação apresenta a seguinte estrutura:

Capítulo 1: Introdução – este capítulo tem uma breve introdução e os objectivos da dissertação.

Capítulo 2: Revisão Bibliográfica – neste capítulo é feita uma revisão sobre o material em estudo

(aço dual-phase), os processos de corte por jacto de água e corte por fresagem, fenómeno de fadiga

nos metais, metalografia e sua influência, defeitos superficiais e sua influência, tensões residuais e

uma breve descrição do método dos elementos finitos.

Capítulo 3: Materiais e Métodos – neste capítulo são descritas as propriedades do material, os

equipamentos e a metodologia empregue na parte experimental e numérica deste trabalho.

Capítulo 4: Resultados e Discussões – neste capítulo são apresentados e analisados os resultados

obtidos através dos procedimentos experimentais e numéricos realizados.

Capítulo 5: Conclusões e Sugestões – neste capítulo são apresentadas as conclusões oriundas do

presente trabalho, assim como sugestões para trabalhos futuros a serem realizados nesta área de

estudo.

3

CAPÍTULO 2 – REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

2.1 – Aço DP 600 “dual phase”

Os aços dual-phase (DP) recebem este nome por apresentarem uma estrutura de 15 a 20%

de martensite dispersa numa matriz de ferrite poligonal (ver Figura 2.1), obtida durante a

austenitização na zona intercrítica (campo de estabilidade de ferrite e austenite no diagrama Fe-C),

seguido de um arrefecimento rápido para transformação da austenite previamente formada em

martensite. O termo dual-phase vem da predominância de duas fases na sua microestrutura, contudo

pequenas quantidades de outras microestruturas (bainite, austenite residual e perlite) podem estar

presentes. A percentagem de martensite na estrutura depende da percentagem de carbono e da

temperatura na zona intercrítica, e a resistência da liga dual-phase depende da fracção volumétrica

de martensite. O comportamento mecânico é governado pela ferrite, por se apresentar uma fracção

volumétrica maior e ser contínua na liga dual-phase. Estes aços podem ser conformados como os

aços de baixa liga, onde as peças produzidas apresentam uma elevada resistência mecânica devido

ao seu elevado coeficiente de encruamento [5].

Figura 2.1 – Imagem da microestrutura típica dos aços dual-phase [6]

Nos aços dual-phase as ilhas de martensite, dispersas na matriz ferrítica, actuam como

obstáculo para o movimento das deslocações (defeitos lineares) e contribuem para a melhoria da

resistência mecânica. A fase martensítica tem efeito benéfico na vida à fadiga, pois pode retardar ou

impedir o crescimento da fissura [6].

4

2.1.1 – Propriedades mecânicas e microestrutura

Estes aços apresentam uma elevada tensão de cedência, com valores de 310 a 345 MPa, e

resistência à tracção da ordem de 690 MPa e podem ser conformados como aços de baixa

resistência. Contudo, as peças produzidas apresentam elevada resistência devido ao elevado

coeficiente de encruamento. Além disso, apresentam alongamento total superior a qualquer outro aço

de alta resistência e baixa liga de resistência similar [5].

A ductilidade elevada apresentada por estes aços está associada a alta plasticidade da

ferrite. Isto ocorre, também pois as fissuras na martensite e o desligamento das ilhas de martensite

da matriz ferrítica ocorrem com tensões maiores que as encontradas nas estruturas que contém

perlite [5]. Na tabela 2.1 está representada a constituição microestrutural típica dos aços dual-phase

[7].

Tabela 2.1 – Constituição microestrutural típica dos aços dual-phase Constituição Microestrutural (volume %)

Ferrite Perlite Bainite Martensite

70 – 75 < 2 7 – 13 15 – 20

Existem três estágios que marcam a deformação plástica dos aços dual-phase. O primeiro

estágio ocorre entre 0,1 e 0,5% da deformação, ocorre um rápido endurecimento devido à eliminação

das tensões residuais causadas pela incompatibilidade plástica das duas fases, decorrentes da

expansão volumétrica causada durante a transformação da austenite em martensite. O segundo

estágio ocorre entre 0,5 e 4% da deformação, onde a taxa de encruamento da ferrite é reduzida a

medida que esta encontra grãos de martensite que praticamente não deformam. Neste estágio pode

ocorrer a transformação da austenite residual em martensite induzida por deformação. O terceiro

estágio ocorre a partir de 4% de deformação, onde há a formação de estruturas celulares de

deslocação, e a deformação da ferrite é governada por fenómenos de recuperação dinâmica. O

comportamento contínuo no escoamento dos aços dual-phase é bastante interessante para a

conformação de peças, uma vez que elimina os efeitos indesejáveis de bandas de Lüders2 [8].

2.1.2 – Processo de obtenção

Os aços dual-phase podem ser obtidos através do tratamento térmico na zona intercrítica, o

processo consiste em elevar a temperatura até à zona intercrítica (campo de estabilidade da ferrite e

austenite no diagrama Fe-C) onde há a formação de grãos de austenite numa matriz ferrítica; o

2 Bandas resultantes da instabilidade plástica. Em termos macroscópico este mecanismo revela-se através de

uma banda de material deformado plasticamente que se propaga a toda a largura do provete [60].

5

material deve ser rapidamente arrefecido para ser possível obter martensite a partir de austenite, e

esta taxa de arrefecimento deve ser alta para inibir a formação de bainite e perlite [9].

Formação de austenite durante o recozimento intercrítico: A formação de austenite durante o

recozimento intercrítico pode ser dividida em algumas etapas. Primeiro acontece a nucleação

instantânea da austenite em colónias de perlite ou na interface dos carbonetos, em seguida ocorre

um rápido crescimento dos grãos de austenite enquanto ocorre uma dissolução da perlite e dos

carbonetos presentes. A próxima etapa é a difusão de carbono na austenite em altas temperaturas

(850ºC), ou a difusão de manganês na ferrite, mais importante em temperaturas mais baixas (750ºC).

Finalmente, ocorre um equilíbrio muito lento entre ferrite e austenite e a difusão de manganês da

ferrite para austenite ocorre de forma controlada, em baixa temperatura e longo tempo [8][9].

Transformação de austenite após o recozimento intercrítico: É semelhante a qualquer

transformação de austenite, no entanto alguns factores tornam este processo único. O primeiro factor

é que o teor de carbono da austenite vai depender da temperatura do recozimento. A Figura 2.2

mostra o esquema de um diagrama CCT que ilustra o efeito da divisão do carbono durante a

formação da ferrite no comportamento da transformação [7], quanto maior a temperatura menor será

o teor de carbono e consequentemente haverá formação de mais martensite. Finalmente, é

importante dizer sobre a escolha correcta da composição química, através de indicadores que

mostrem a quantidade de austenite, que varia com a quantidade de carbono do aço e a temperatura

intercrítica. É interessante notar que a quantidade de austenite formada será função da temperatura

de recozimento, a Figura 2.3 mostra que neste trecho do diagrama Fe-C, pode-se calcular através da

regra das alavancas a percentagem de austenite formada [8][9].

Figura 2.2 – Representação esquemática do diagrama CCT3 para o aço dual-phase: (a) Diagrama

CCT no início da transformação. (b) Efeito da separação do carbono durante a transformação retarda

o início da reacção de formação de carbonetos e aumenta o potencial para a formação da martensite

[7]

3 Diagrama de arrefecimento contínuo (transformação contínua). Na literatura anglo-saxónica refere-se CCT –

Continuous Cooling Transformation

6

Figura 2.3 – Diagrama de equilíbrio do aço com 1.5 Mn [3]

Mudanças na ferrite durante o recozimento: Ocorre basicamente pela recristalização da ferrite

durante o tratamento térmico. Os grãos da fase ferrítica depois da recristalização são bloqueados

pelas ilhas de austenite, impedindo assim o seu crescimento. Pode-se dizer que este efeito causa um

aumento na ductilidade e resistência mecânica [8][9].

2.2 – Processos de corte

2.2.1 – Fresagem

A fresagem é tida hoje como uma das mais importantes operações de maquinagem, devido à

sua grande versatilidade e condições de oferecer uma gama enorme de formas geométricas à peça

que se deseja obter. Hoje a operação de fresagem pode ser mais bem conceituada como o avanço

de uma ferramenta denominada fresa contra a superfície de uma peça em praticamente qualquer

direcção. As vantagens da fresagem podem ser descritas como alta capacidade de remoção de

material, bom acabamento superficial, exactidão nas dimensões e flexibilidade em gerar múltiplas

formas [10]. Esta flexibilidade está fundamentada também na versatilidade desta operação quando há

necessidade de se gerar superfícies não de revolução e de diferentes formas geométricas,

versatilidade esta conferida pela grande variedade de formas em que a fresa pode se apresentar [11].

A indústria aeronáutica é com certeza uma das que mais se beneficia desta flexibilidade do

processo de fresagem para geração de seus componentes estruturais.

Caracterização: A fresagem é um dos processos de maquinagem de elevada versatilidade,

onde o material da peça é removido através da combinação do movimento rotativo de uma

ferramenta cilíndrica com múltiplas arestas de corte, denominada por fresa, com os movimentos

lineares da peça. Os movimentos de avanço da peça são realizados pela mesa da fresadora,

enquanto que a ferramenta girando a uma velocidade mais elevada executa o movimento de corte

7

[12][13][14]. Este tipo de operação caracteriza-se por o eixo da ferramenta de corte ser perpendicular

à direcção do avanço (ver figura 2.4), facto que a distingue da operação furacão, onde o eixo de

rotação e a direcção do avanço são paralelos (ver figura 2.5).

Figura 2.4 – Tipos de fresagem, a) fresagem periférica, b) fresagem frontal com fresa de facejar e

c) fresagem topo/frontal com fresa de topo [14]

Figura 2.4 – Operações típicas de furacão, a) furar, b) mandrilar, c) alargar e d) escariar [14]

De um modo geral, tanto a peça como a ferramenta podem assumir movimentos relativos

independentes ou combinados, permitindo a execução de uma ampla variedade de operações e

formas geométricas; superfícies planas ou curvas, ranhuras, ressaltos, roscas, engrenagens, entre

outras formas geométricas.

Quanto à forma de trabalhar das ferramentas, a fresagem caracteriza-se ainda por ser uma

operação de corte interrompido, onde os dentes da fresa entram e saem do material durante cada

rotação, o que submete os dentes da fresa a um ciclo de forças de impacto e choque térmico em

cada rotação.

Existem diferentes métodos de realizar a operação de fresagem. Para diferenciar é

fundamental distinguir entre as várias direcções que o movimento de avanço tem relativamente ao

eixo de rotação da fresa (ver figura 2.4) [14].

A fresagem periférica caracteriza-se pelo eixo de rotação da fresa ser paralelo à superfície de

trabalho, sendo a superfície maquinada gerada pelos dentes da periferia do corpo da fresa [12]. A

8

fresagem periférica ainda pode ser dividida, quanto ao sentido dos movimentos em corte no sentido

do avanço ou descendente e corte no sentido contrário ao do avanço ou ascendente, também

designada por fresagem convencional [14]. A definição clássica para o corte no sentido do avanço é

relatada como sendo a fresagem na qual, na região de penetração do dente da fresa na peça, o

sentido do movimento de corte, conforme pode ser visualizado na Figura 2.6, coincide com o sentido

do movimento de avanço. Neste tipo de movimento, a aresta de corte ao penetrar na peça, faz com

espessura máxima de apara “ponto B” e prossegue até atingir um valor de espessura igual a zero no

ponto A [15].

Figura 2.6 – Fresagem periférica: Corte no sentido do avanço [15]

Na fresagem convencional ou no sentido contrário ao do avanço, conforme pode ser

visualizado na Figura 2.7, o sentido do movimento de corte, na região de penetração do dente na

peça, é contrário ao sentido do movimento de avanço. Nesta fresagem, a espessura de corte “h”

aumenta progressivamente de zero “ponto A” até um valor máximo “ponto B” [15].

Figura 2.7 – Fresagem periférica: Corte no sentido contrário ao do avanço [15]

9

Na fresagem frontal com fresa de facejar o eixo de rotação da ferramenta é perpendicular à

superfície de trabalho. A superfície maquinada resulta do corte realizado fundamentalmente pela

aresta principal de corte do dente periférico, porém, a aresta lateral de corte do dente, situada no topo

da fresa, também realiza corte de material, definindo o acabamento da superfície maquinada (ver

figura 2.4b).

Na fresagem de topo/frontal com fresa de topo o eixo de rotação da fresa é vertical, não tendo

que ser necessariamente normal à superfície de trabalho, podendo ser inclinado de modo a permitir a

geração de superfícies inclinadas. As fresas de topo são constituídas por dentes tanto na periferia,

como no topo, por isso, estas ferramentas podem combinar dois tipos de corte; o frontal, realizado

pelas arestas de corte periféricas e o de topo, efectuado pelas arestas de topo, designando-se

habitualmente este corte por fresagem de topo (ver figura 2.4c) [12].

2.2.1.2 – Influência da fresagem

No caso da maquinagem por arranque de apara as deformações plásticas são os resultados

da acção mecânica da ferramenta de trabalho sobre a peça a maquinar. A libertação localizada de

calor na região maquinada também pode ser uma fonte de deformações plásticas adicionais se as

tensões térmicas geradas ultrapassarem o limite de cedência do material para a temperatura em

questão [16].

Por outro lado, a interacção da ferramenta com a peça pode também ser responsável pelo

aparecimento de transformações de fase. As deformações plásticas resultantes de forças

perpendiculares ou paralelas à superfície induzem tensões de compressão, enquanto que as

deformações plásticas associadas a aquecimentos localizados implicam uma tendência para tensões

de tracção. As transformações de fase podem induzir tensões de compressão ou de tracção

consoante o tipo de variações volúmicas em jogo ou o modo como as deformações plásticas

"acomodam" as tensões de transformação [17]. Por isso é extremamente complicado avaliar se o

processo de corte por maquinagem introduz tensões residuais de compressão ou de tracção quando

não se conhece o histórico do material (ver figura 2.8).

10

Figura 2.8 – Esquema da obtenção de tensões residuais no processo de maquinagem [18]

No caso da fresagem, o estado de tensões residuais depende fortemente não só da posição

relativa da fresa e da peça, mas também do sentido de rotação da fresa relativamente ao avanço da

peça. As diferenças assinaladas na figura 2.9, dizem respeito unicamente ao que decorre da

competição entre os mecanismos de corte e de esmagamento. De um modo geral, todas as variações

de parâmetros conduzindo a uma maior importância do esmagamento trazem como consequência um

aumento da tendência para tensões de compressão. A diminuição do avanço traz como

consequência uma sobrevalorização do efeito de esmagamento, o mesmo sucedendo se o diâmetro

da fresa for aumentado [18].

Figura 2.9 – Esquema da influência do mecanismo de corte e de esmagamento

11

A produção de calor durante o processo de maquinagem conduz a um aumento da tendência

para tensões de tracção (aumento do valor absoluto destas ou diminuição do valor absoluto das de

compressão). Assim, o aumento da velocidade de corte, na medida em que conduza a uma maior

produção de calor, traz como consequência uma diminuição do nível das tensões de compressão ou

um aumento do nível das tensões de tracção [16].

Podemos dizer que a utilização de avanços moderados e a utilização de fluidos de corte

conduzem a tensões residuais de compressão, ao passo que avanços elevados e a ausência de

lubrificação no corte se traduzem em tensões residuais de tracção [16].

Sébastien Petitjean (2001) no seu trabalho, com aço austenítico inoxidável 304L (Z2CN18-10)

em fadiga de alto ciclo, verificou a influência de vários parâmetros no comportamento à fadiga:

rugosidade, dureza, tensão residual e transformação de fase. Estes parâmetros foram avaliados de

acordo com três diferentes processos de maquinagem: torneamento, rectificação e polimento. No

polimento foram utilizadas lixas com granulação: 320, 500, 1000, 2400, 4000 e sprays de diamante de

3 e 1 µm, apresentando estes provetes a menor rugosidade e tensão residual de compressão

enquanto os outros apresentaram tensão residual de tracção, de acordo com as medições realizadas

[17]. Em seus ensaios de fadiga com frequência de 10 Hz e R=0.05, os provetes polidos

apresentaram a maior dispersão de dados e a nucleação da fissura ocorreu em inclusões e em

contornos de grão, porém a tensão residual de compressão, a eliminação de defeitos da superfície

devido ao polimento e a formação de martensite dificultaram a nucleação da fissura. O limite à fadiga

dos provetes que sofreram torneamento e rectificação foi 15% menor do que dos provetes polidos

[17].

As alterações causadas pelo processo de fresagem na superfície maquinada são [19]:

Formação de entalhes e defeitos na superfície maquinada

Deformação plástica da camada superficial

Mudança na dureza na superfície maquinada

Microfissuração e macrofissuração

Distribuição da tensão residual na camada superficial maquinada

2.2.2 – Corte por jacto de água

A crescente necessidade de maior flexibilidade no desenvolvimento de peças poliméricas e

metálicas e as exigências de maior qualidade de acabamento tem exigido a aplicação de métodos

automatizados que agilizem as constantes modificações, evitam o aquecimento do produto e

solucionam a formação de pó durante o processo de corte. O corte por jacto de água a alta pressão

cumpre com estas características e para ampliar ainda mais as suas vantagens já foram

desenvolvidas máquinas que melhoram consideravelmente os processos de produção. São

instalações robotizadas para o corte por jacto de água de peças planas e tridimensionais, de tamanho

12

pequeno a grande. Pode-se cortar praticamente qualquer tipo de material e obter qualquer ângulo de

corte.

O Dr. Norman Franz é considerado o pai do corte por jacto de água. Foi a primeira pessoa a

estudar o uso da água de alta pressão (ultra-high pressure “UHP”) como uma ferramenta de corte

[20]. O termo UHP é definido como mais de 30.000 psi. Em 1950, Franz deixou cair primeiramente

blocos pesados em colunas da água, forçando essa água a passar através de uma saída minúscula,

Obteve estrondos muito breves de altas pressões, e podia cortar a madeira e os outros materiais. A

seguir realizou estudos envolvendo correntes contínuas de água, mas encontrou dificuldades em

obter altas pressões continuamente. Também, a vida do componente foi medida em minutos, não em

semanas ou meses como acontece hoje em dia [20].

Em 1970, o corte por jacto de água sob pressão (30.000 a 50.000 psi) foi desenvolvido para

cortar materiais não metálicos. O primeiro equipamento comercial de corte por jacto de água foi

vendido em 1971, para cortar mobiliário de madeira laminada, material que era dificilmente

processado pelas serras de banda e rotativas [21].

Em 1979, o Dr. Mohamed Hashish que trabalhava na pesquisa do fluxo, começou a pesquisar

métodos para aumentar o poder do corte por jacto de água para poder cortar metais, e outros

materiais duros. Dr. Hashish, é considerado o pai do corte por jacto de água com abrasivo, inventou o

processo de adicionar abrasivos ao jacto de água puro. Usou abrasivos de granada, um material

usado geralmente na lixa. Com este método, o jacto de água poderia cortar virtualmente todos os

materiais. Em 1980, o corte por jacto de água com abrasivo foi usado pela primeira vez para cortar o

aço, o vidro e o betão [20].

Caracterização: O processo de corte por jacto de água consiste em comprimir água pura

num grupo de motobombas que accionam um intensificador de pressão (ver figura 2.10). A água a

pressão elevada (3000 a 6000 bar) é armazenada num acumulador que regulariza o débito de saída

do fluido, por intermédio de tubos de alta pressão. O líquido é propulsionado através de um bocal

usualmente em metal duro ou safira que assegura a coerência e o diâmetro do jacto [21]. O jacto com

alta pressão e expelido pelo bocal em direcção ao material. O corte ocorre quando a forca do jacto

supera a resistência à compressão do material. Dependendo das características do material a ser

cortado, o corte pode resultar da erosão ou da tensão localizada [21]. Após atravessar o material, o

jacto de águia é amortecido num tanque, contendo água e esferas de aço ou pedras britadas que fica

sob a mesa do equipamento. Como no corte não são originados gases nem vapores, o processo é

seguro e limpo, e não agride o meio ambiente.

Existem dois tipos de corte por jacto de água: O corte por jacto de água puro e o corte por

jacto de água com abrasivo. Aqui será descrito o corte por jacto de água com abrasivo, visto que, o

processo mais utilizado no corte de chapas metálica comparativamente ao de jacto puro que é

especialmente utilizado para materiais sensíveis.

13

Figura 2.10 – Esquema básico do equipamento de corte por jacto de água [21]

Corte por jacto de água com abrasivo (ver figura 2.11): Desde a sua comercialização no início

dos anos 80, o jacto de água com abrasivo tem vindo a ser progressivamente aceite como ferramenta

de corte por um número cada vez maior de industrias, incluindo fundição, automóvel, pedras

ornamentais, aeroespacial, nuclear, de construção e vidreira. O jacto de água com abrasivo é usado

fundamentalmente porque apresenta vantagens técnicas, económicas e/ou ambientais em relação a

outras tecnologias de corte [21]. À semelhança do corte por laser, também este processo se está a

afirmar cada vez mais na indústria devido à sua elevada flexibilidade.

Figura 2.11 – parte do esquema do equipamento de corte por jacto de água com abrasivos [22]

14

2.2.2.1 – Variáveis que afectam o corte por jacto de água e suas influências

As variáveis que afectam o corte por jacto de água com abrasivo são [23]:

Pressão: Quanto maior a pressão, mais fácil fica vencer a força de coesão das moléculas do

material que se pretende cortar.

Fluxo: O fluxo de água determina o índice de remoção do material. Há duas maneiras de

aumentar o fluxo de água: aumentando a pressão da água ou aumentando o diâmetro do orifício da

safira.

Diâmetro do jacto: O diâmetro do bico de corte para sistemas de corte por água pura varia

de 0.5 mm a 2.5 mm. Jactos de diâmetros menores também podem ser produzidos, para aplicações

específicas. Para o corte de papel, o diâmetro do jacto é de 0.07 mm. Quando se trata do corte por

jacto de água e abrasivo, os menores diâmetros situam-se em torno de 0.5 mm.

Abrasivo: Quanto maior a grão, maior a velocidade de corte. Quanto menor e mais duro o

grão, melhor acabamento superficial. O abrasivo mais utilizado é a granada. Para materiais mais

duros pode-se usar carboneto de boro.

Distancia e velocidade de corte: À medida que sai do bico, o jacto abre-se. O jacto de água

com abrasivo apresenta maior abertura, por ser menos uniforme. Isso explica porque a distância

entre o bico e o material é sempre muito pequena, abaixo de 1.5 mm. A abertura do jacto pode ser

reduzida com a diminuição da velocidade de saída do fluido, com consequente diminuição da

velocidade de corte.

Velocidade de translação: Segundo Hashish (1986) a influência da velocidade de translação

no processo de corte é complexa devido aos vários mecanismos de erosão que ocorrem durante o

corte [24].

2.3 – Fadiga nos Metais: Considerações teóricas e práticas

2.3.1 – Introdução

Os materiais metálicos, quando sujeitos à deformação plástica cíclica, podem romper por

fadiga mesmo que as tensões aplicadas sejam muito inferiores à sua tensão de cedência. A

descrição do comportamento à fadiga é um dos aspectos mais importantes a serem considerados na

prevenção de roturas em serviço e nas questões fundamentais de segurança e economia envolvendo

metais e ligas para uso estrutural. As alterações nas propriedades dos materiais desencadeadas no

processo de fadiga geralmente atingem valores de saturação e estão condicionadas pela deformação

plástica cíclica. As mudanças mais importantes dizem respeito às propriedades mecânicas do

material [25].

A American Society for Testing and Materials (ASTM, 1993) define a fadiga como sendo um

processo de alteração estrutural permanente, progressivo e localizado, que ocorre num material

sujeito a condições que produzem tensões e deformações cíclicas num ponto ou em vários pontos, e

15

que podem culminar em fendas ou rotura completa após um número suficiente de ciclos [26]. Diz-se

que o processo é progressivo, pois verifica-se durante um certo período de tempo ou uso do material,

algumas roturas ocorrem bruscamente, os mecanismos envolvidos na rotura do material podem estar

presentes desde o início de serviço da peça ou estrutura, e localizado, pois tem início em pequenas

áreas do componente mecânico ou elemento estrutural, onde existem tensões e deformações

elevadas, variações bruscas de geometria (concentração de tensões), tensões residuais,

imperfeições do material e gradientes de temperatura.

A rotura por fadiga inicia-se com uma pequena fissura que, sob aplicações repetidas de

tensões, aumenta de tamanho. À medida que a fissura cresce, a secção transversal resistente da

peça diminui, resultando num aumento de tensão na secção. Finalmente, é atingido o ponto onde a

secção resistente remanescente não é mais capaz de suportar a carga aplicada e a peça ou

componente rompe. Mas para que haja fadiga é necessário que uma fenda seja nucleada numa

determinada região do material e que se propague, podendo conduzir a uma rotura final.

Reconhecendo à importância deste fenómeno, que é a causa principal de ruína dos

equipamentos mecânicos, a investigação em fadiga é a mais significativa na área de projecto e

comportamento mecânico dos materiais, em termos de produção científica e técnica. Os principais

objectivos que se perseguem, ainda hoje, podem ser encarados segundo duas perspectivas [27]:

- Desenvolvimento de materiais e tratamentos económicos possuidores da máxima

resistência à fadiga;

- Desenvolvimento de métodos de concepção, projecto de detalhe e cálculo de estruturas

sujeitas à fadiga.

As primeiras roturas por fadiga que tiveram certa importância económica começaram a ser

estudadas em meados do século XIX. É evidente que antes dessa época já muitas outras roturas por

fadiga se haviam verificado, mas os primeiros estudos conhecidos sobre fadiga são da autoria do

engenheiro alemão August Wӧhler e foram realizados em eixos de locomotivas cujas roturas estavam

a ser muito frequentes na indústria ferroviária alemã por volta de 1840 [28]. A ocorrência destas

roturas era imprevisível para os engenheiros da época. Os veios rompiam após algumas centenas de

quilómetros de serviço, e embora projectados de acordo com critérios de resistência estática, essa

rotura ocorria sob condições de carregamento normal [29]. Antes dessa altura, nunca o problema de

fadiga teve grande importância porque as máquinas eram de funcionamento rudimentar,

essencialmente manual, com solicitações predominantemente estáticas [28].

Wӧhler introduziu as curvas S-N (ver figura 2.12), onde S é a amplitude de tensão aplicada

(constante) e N é o número de ciclos até à rotura, para apresentar os seus resultados experimentais.

Ainda hoje, estas curvas constituem um dos métodos mais utilizados para representar os ensaios de

fadiga dos materiais [30].

16

Figura 2.12 – Curva S – N do trabalho de Wӧhler

2.3.2 – Caracterização do mecanismo de fadiga

A rotura por fadiga é provocada pela nucleação e propagação mais ou menos lenta de

fenda(s) que aparecem numa peça submetida a tensões dinâmicas. O processo de fadiga pode ser

dividido em três ou quatro fases sucessivas dependendo do autor. Porém em termos gerais podem

ser descritos como [28]:

2.3.2.1 – Fase 1: Nucleação da fissura

O mecanismo de nucleação de uma fissura por fadiga está directamente relacionado à

existência de descontinuidade e/ou singularidades do material onde verifica-se uma concentração das

tensões aplicadas. Estas singularidades podem ser intrusões e/ou extrusões que, durante o

carregamento cíclico, se desenvolvem como consequência do carregamento de planos atómicos e,

depois de formadas, actuam como fontes de concentração de tensão agravando o problema e

levando à formação de fissuras [31]. A formação de intrusões e extrusões é representada na Figura

2.13 a) e 2.13 b).

17

Figura 2.13 a) – Mecanismo de formação de intrusões e extrusões que leva à nucleação de fissuras

de fadiga [32]

Figura 2.13 b) – Intrusões e extrusões que leva à nucleação de fissuras de fadiga no cobre [33]

Nos sólidos cristalinos os planos de maior densidade atómica movimentam-se quando há

deformação plástica no material, gerando intrusões e extrusões. Isto é possível devido à presença de

defeitos conhecidos como deslocações (defeitos lineares). O movimento pelo qual um grande número

de deslocações produz deformação plástica é chamado de escorregamento [34]. Os dois principais

tipos de deslocações são a deslocação em cunha (Figura 2.14) e a deslocação em parafuso (Figura

2.15), a combinação destes dois tipos origina as deslocações mistas, que têm componentes cunha e

parafuso [35].

18

Figura 2.14 – (a) Deslocação cunha positiva, numa rede cristalina. Aparece um defeito linear na

região imediatamente acima do “tê” invertido, onde um semiplano atómico foi introduzido. (b)

Deslocação cunha com indicação da orientação do vector de escorregamento [35]

Figura 2.15 – Deslocação parafuso numa rede cristalina cúbica. A deslocação parafuso é criada por

aplicação, num plano de corte, de tensões de corte (ou tangenciais), para cima e para baixo. Uma

deslocação parafuso consiste numa rampa, em espiral, de átomos distorcidos e é representada, no

desenho, por uma linha [35]

Desta forma o movimento da deslocação utiliza pequena energia para provocar a deformação

plástica, cessando o seu movimento na superfície do material ou obstáculo como inclusões ou

contornos de grão. O degrau apresentado na figura 2.16(c) é o responsável pela formação de

intrusões e extrusões. Assim, nota-se que a deformação plástica localizada surge quando a

densidade de deslocação é tal que, após o cessar do carregamento do material, estas não

conseguem retornar a sua posição inicial [34].

19

Figura 2.16 – Esquema mostrando como, por acção de uma pequena tensão de corte, o movimento

de uma deslocação cunha origina um degrau unitário de escorregamento. (a) Deslocação cunha

imaginada como devida a um semiplano atómico extra. (b) Uma pequena tensão provoca uma

mudança das ligações atómicas libertando um novo plano intercalar. (c) A repetição deste processo

faz com que a deslocação se mova através do cristal [34][35]

2.3.2.2 – Fase 2: Crescimento microscópico da fissura

Conhecida também como sendo a primeira fase da propagação da fissura por fadiga. As

fissuras por fadiga são predominantemente transcristalinas, a fissura não é visível à vista desarmada

na superfície, compreendendo de 2 a 5 vezes o tamanho de grão. A taxa de propagação da fissura é

da ordem de 1010 m/ciclo, porém proporcional à tensão e/ou deformação aplicadas. O comprimento

da fissura na superfície não é tão importante quanto a sua profundidade. A compreensão de como a

fissura propaga-se na superfície do material é importante para a descrição do processo de fadiga. Na

Figura 2.17 nota-se que a orientação da fissura no segundo grão é diferente do primeiro e assim

sucessivamente, pois o crescimento da fissura acompanha os planos de maior tensão de corte onde

há deslocações, e assim, há ocorrência de deformação plástica necessária para a formação da

fissura [36].

Figura 2.17 – Fases da nucleação e propagação da fissura por fadiga [32]

20

2.3.2.3 – Fase 3: Propagação da fissura

Na 3ª fase a fissura tem uma propagação transcristalina em ziguezague ao longo dos planos

de escorregamento e planos de clivagem de grão a grão e mantém em geral a direcção perpendicular

ao sentido de aplicação da carga [37].

Verifica-se geralmente, na superfície de rotura, a presença de estrias produzidas pelo

carregamento cíclico devido à variação da frequência ou amplitude da carga durante o carregamento

[37]. A taxa de propagação é da ordem de µm por ciclo ( 610 m/ciclo), ou seja, 10000 vezes mais

rápido que na fase anterior [38]. A presença de estrias garante a existência de fadiga, no entanto,

pode haver a propagação da fissura por fadiga sem a formação destas. Cada estria pode

corresponder a um ciclo do carregamento e são linhas pequenas e paralelas mas facilmente

observados nesta fase, no qual a superfície da fissura é plana. A observação depende do material,

sendo elas mais visíveis em ligas de alta resistência [31].

2.3.2.4 – Fase 4: Rotura final

A rotura final actua de forma rápida e resulta na separação das partes. Corresponde a

propagação instável da fissura, criando uma superfície irregular. Em função da configuração

geométrica da fissura e do componente e da carga aplicada, pode-se definir o factor de intensidade

de tensões K, expressando a magnitude do campo de tensão ao redor da fissura conforme a equação

(2.1).

aYK (2.1)

onde Y, representa um factor geométrico adimensional que depende do tamanho e da geometria da

fissura e do componente, a é o comprimento da fissura e σ é a tensão nominal remotamente

aplicada. Para tamanhos de provetes consistentes com o modo I de solicitação da fissura, pode-se

determinar um valor de IK crítico que sob determinadas condições é a tenacidade à fractura em

deformação plana, ICK do material específico. Durante um carregamento cíclico, com o aumento do

comprimento da fissura, o valor de IK aumenta até atingir o valor de ICK crítico do material, levando

a rotura final [34].

A duração de uma peça à fadiga define-se geralmente pelo número de ciclos de aplicação da

carga até à rotura. O número de ciclos de rotura rN será, portanto, a soma do número de ciclos de

nucleação + iniciação da fenda, iN , com o número de ciclos de propagação, pN . Portanto, no caso

geral, pode escrever-se [28]:

pir NNN (2.2)

21

O tempo de duração da etapa final de rotura é insignificante para todo o processo de rotura

por fadiga, uma vez que ocorre muito rapidamente. O número de ciclos relativos a iN e pN são

função do material e das condições de ensaio. Para baixos níveis de tensão, grande parte da vida em

fadiga é utilizada na fase de iniciação da fissura. Aumentando-se o nível de tensão, as fissuras

formam-se rapidamente e a etapa de propagação é predominante [34].

Com o estudo da superfície da rotura de fadiga podem-se determinar [37]:

1 – Os pontos de nucleação;

2 – Direcção de crescimento da fissura;

3 – Tamanho da fissura de fadiga antes da rotura final;

4 – Intensidade do esforço a que foi submetido o material;

5 – Direcção de carregamento.

2.3.3 – Ciclos de tensão de fadiga

A fadiga só se manifesta numa peça se a tensão aplicada variar com o tempo. Os ciclos de

tensão de fadiga podem dividir-se em dois grandes grupos:

- Ciclos (solicitações) a amplitude de tensão constante

- Ciclos (solicitações) a amplitude de tensão variável

A fadiga a amplitude de tensão constante geralmente ocorre em peças de máquinas rotativas,

tais como eixos e engrenagens. Por outro lado, as ondas nos navios, a vibração nas asas de

aeronaves, o tráfego em pontes são exemplos de carregamentos variáveis em amplitude e frequência

[39].

2.3.3.1 – Ciclos a amplitude de tensão constante

Neste tipo de solicitação a amplitude de tensão é constante durante a vida útil da estrutura.

Figura 2.18 – Ciclos de tensão de fadiga [27]

22

Na figura 2.18 observa-se a variação da tensão com o número de ciclos, considerando a

amplitude de tensão constante. As variáveis utilizadas nesta figura são definidas como:

2mínmáx

m

(2.3)

2mínmáx

a

(2.4)

máx

mínR

(2.5)

onde, σmáx, σmín, σm, σa e R são tensão máxima, tensão mínima, tensão média, amplitude de tensão e

razão de tensões, respectivamente. O parâmetro R indica ainda o tipo de carregamento ao qual o

elemento está sujeito. Se R = 0 a solicitação é pulsante e o ciclo de carga varia da carga nula para

carga de tracção. Para R = -1 temos uma inversão completa de carga de tracção para compressão e

o ciclo é denominado de alternado puro. Se houver somente carga de tracção R > 0 estamos na

presença do ciclo repetido [27]. A figura 2.19 apresenta as três situações.

Figura 2.19 – Tipos de ciclos de carregamento: (a) Pulsante, (b) alternado, (c) repetido

2.3.3.2 – Ciclos a amplitudes de tensão variável

Na maior parte dos casos práticos, a probabilidade de ocorrer uma mesma amplitude de

tensão durante a vida útil do elemento é bastante reduzida. A análise de fadiga em materiais

submetidos a carregamentos variáveis torna-se um pouco mais complexa e os estudos, nestes casos,

são feitos simplificando a solicitação real, que passa a ser representada por várias combinações de

carregamentos constantes (ver Figura 2.20).

23

Figura 2.20 – Exemplo de um carregamento variável composto por vários carregamentos constantes

A contribuição de cada um destes blocos de carregamentos constantes para a rotura do material

pode ser calculada pela regra de Miner, esta regra estabelece que os danos se acumulam de modo

linear e a rotura final da peça se verifica quando [28],

n

1i i

i 1Nn

(2.6)

em que ni é o número de ciclos de um dos blocos de tensão e Ni é a duração à fadiga para a tensão

σi retirada da curva S-N do material ou peça em estudo.

Se o carregamento, além de variável, é irregular, como mostrado na figura 2.21, a contagem

do número de ciclos para cada nível de tensão pode ser feita pelo método rainflow (ver Figura 2.22).

Figura 2.21 – Exemplo de um carregamento irregular

24

Figura 2.22 – Exemplo do método rainflow [40]

2.3.4 – Procedimentos para o estudo da fadiga

Um grande número de pesquisas estabeleceu a base para a elaboração de toda a teoria

denominada fadiga de alto ciclo, que prescreve sob que combinação de tensão e números de ciclos a

rotura ocorre, caracterizando, assim, a metodologia S-N. Dentre esses trabalhos merecem destaque

o de Gerber e o de Goodman, realizados em 1874 e 1899, respectivamente, os quais elaboraram a

metodologia para a determinação da vida de componentes solicitados por cargas flutuantes, bem

como o de Miner, em 1945, que propôs a regra do dano acumulado [41].

Um outro procedimento de estudo da fadiga é dado em termos da correlação entre a

deformação e o número de ciclos (método ε-N). Esse procedimento foi estabelecido a partir dos

conceitos de fadiga de baixo ciclo, introduzidos pelas pesquisas independentes de Coffin em 1954 e

Manson em 1954 e 1955, e é a opção preferida, por exemplo, pela indústria nuclear [41].

2.3.4.1 – Fadiga a baixo número de ciclos4 (fadiga oligocíclica)

A fadiga oligocíclica, é aquela em que o número de ciclos de rotura é inferior a 54 1010 ciclos,

tem bastante interesse, pois muitas das roturas observadas na prática verificam-se para tensões

relativamente elevadas e baixo número de aplicações da carga. Isso não significa geralmente que o

tempo de rotura seja curto, mas sim que, sendo as frequências de aplicação das cargas baixas, o

tempo de duração pode ser longo [28].

4 Na literatura anglo-saxónica refere-se LCF – Low Cycle Fatigue

25

A metodologia ε-N, também denominada fadiga controlada por deformações cíclicas, é a

ferramenta indicada para a avaliar a vida do componente quando a magnitude da tensão é elevada e

suficiente para produzir deformação plástica significativa nas zonas de concentração de tensões,

sendo largamente empregada para componentes do núcleo de reactores nucleares, componentes de

turbinas e outros componentes sujeitos ocasionalmente a sobrecargas [42].

O estudo da fadiga a baixo número de ciclos não é relevante no contexto deste trabalho. As

referências [37][43][44] fazem uma descrição mais detalhada deste tipo de fadiga.

2.3.4.2 – Fadiga a alto número de ciclos

A fadiga a alto número de ciclos5, é aquela em que o número de ciclos de rotura é superior a 54 1010 ciclos, verifica-se para tensões relativamente baixas (tensão nominal é elástica). Isso

significa geralmente que é necessário uma grande quantidade de ciclos para que ocorra a rotura por

fadiga.

A metodologia S-N, também denominada fadiga controlada por tensões cíclicas, é o método

de análise indicado para estimar a vida do componente quando os níveis de tensão e deformação

estão dentro do limite elástico do material que o constitui, e o número de ciclos necessário para a

rotura é elevado, que é o caso, por exemplo, dos componentes de máquinas rotativas e sistemas que

sofrem elevadas vibrações [42].

O método de obtenção das curvas S-N consiste em registar o número de ciclos até à rotura

dos provetes, em que cada provete é submetido a um nível de tensão constante durante o ensaio.

Cada provete está submetido a uma determinada amplitude de tensão e tensão média, e o ensaio

termina quando se verifica a rotura do provete ou quando se excede um determinado número de

ciclos suficientemente longo ( 87 1010 ciclos) [27].

Em 1910, O.H. Basquin propôs uma equação empírica para caracterizar as curvas S-N dos

metais. Ele mostrou que em um diagrama bi-logarítmico da amplitude de tensão versus número de

ciclos para a fadiga há uma relação linear [43], estabelecendo assim uma lei exponencial para a

fadiga. A amplitude de tensões pode ser relacionada com o número de ciclos até a rotura pela

seguinte equação:

b'fa N2 (2.7)

onde σa é a amplitude de tensão considerando σm=0 , '

f é o coeficiente de resistência à fadiga, 2N é

o número de reversões até à rotura e b é o expoente de resistência cíclica (expoente de Basquin).

Esta relação é válida para 84 10N10 , já que não traduz, nem o fenómeno de fadiga oligocíclica,

nem a existência de uma tensão limite de fadiga [30].

Mais tarde, baseando-se na equação de Basquin, J. Morrow estabelece a equação

matemática que considera os efeitos de uma tensão média (σm) com valor diferente de zero [84]:

5 Na literatura anglo-saxónica refere-se HCF – High cycle Fatigue

26

bm

'fa N2 (2.8)

Alguns materiais sob condições constantes de carregamento exibem, nos seus diagramas S-

N, uma amplitude de tensão abaixo da qual o mesmo não está sujeito à rotura por fadiga,

independente do número de ciclos. Esta amplitude é denominada tensão limite de fadiga, e varia

entre 35 e 50% da resistência à tracção do material. Alguns materiais, como o alumínio e suas ligas,

não apresentam este limite definido, sendo estimado como aquele sob o qual o material pode

suportar um mínimo de 610 a 710 ciclos [43]. As figuras 2.23 e 2.24 exemplificam os dois tipos de

diagramas S-N.

Figura 2.23 – Curva S-N de materiais que apresentam tensão limite de fadiga definida [28]

Figura 2.24 – Curva S-N de materiais que não apresentam tensão limite de fadiga definida [28]

Em alguns casos é necessário estimar a influência da tensão média na análise de fadiga de

um material, já que o diagrama S-N é obtido através de resultados de ensaios com carregamento

totalmente alternado (σm = 0). A cada aumento da tensão média, ocorre um decréscimo na amplitude

da tensão necessária para atingir à rotura, como demonstra a figura 2.25 para o aço e o alumínio [45].

27

Figura 2.25 – Efeito da tensão média para aços e alumínios [45]

Figura 2.26 – Efeito da tensão média na resistência à fadiga do material. A vida em fadiga diminui

com o aumento da tensão média [33]

A figura 2.26 mostra que uma tensão média positiva afecta significativamente a resistência à

fadiga do material, enquanto que a aplicação de uma tensão média negativa pode ser benéfica para a

mesma. Em virtude disso, em alguns casos são criadas tensões residuais de compressão com o

objectivo de melhorar a resistência do material à fadiga.

Um dos métodos usados para determinar os limites de fadiga de elementos submetidos a

carregamentos com tensão média diferente de zero é através do diagrama de Goodman, que fornece

o valor da tensão totalmente alternada que produz no material o mesmo efeito que σa e σm

combinadas [39].

mR

Ra0f

(2.9)

onde σf0 é a tensão limite de fadiga equivalente ao efeito combinado da tensão média e da amplitude

de tensão σa, σm é a tensão média e σR é a resistência à tracção.

28

Figura 2.27 – Diagrama de Goodman [39]

Para o diagrama de Goodman, quando o carregamento é estático (σa = 0), a rotura ocorre em

σR, ou seja, igual resistência à tracção. Se o carregamento é totalmente alternado, a rotura passa a

ocorrer quando a amplitude de tensão atinge um valor associado a um determinado número de ciclos

previamente estabelecido.

2.3.5 – Fecho de fenda

Nas últimas décadas o fenómeno de fecho de fenda6, introduzido originalmente por Elber, tem

sido investigado para a maioria dos materiais de engenharia, tendo em vista o reconhecimento de

que se trata de um importante fenómeno que influencia o comportamento em fadiga dos materiais

[46].

Elber (1971), observando o comportamento da flexibilidade elástica de vários provetes, ele

constatou que na fase de descarga em um ciclo de fadiga, a fenda fechava-se antes da carga

aplicada ser anulada. Esse fenómeno foi denominado de fecho de fenda [47].

Elber postulou que o fecho de fenda reduziu a taxa de propagação em função da diminuição

da amplitude do factor de intensidade de tensão efectivo, ΔΚef, como pode ser verificado na figura

2.28, a qual ilustra o conceito de fecho de fenda. Quando um provete é ciclicamente carregado entre

Kmáx e Kmín, as faces da fenda entram em contacto para valores do factor de intensidade de tensão

abaixo daquele no qual a fenda abre, Ko. Assumindo que a fase do ciclo que está abaixo de Ko não

contribui para o crescimento da fenda por fadiga, Elber definiu a amplitude de factor de intensidade

de tensão efectivo ΔΚef pela Equação (2.10), como também introduziu uma relação entre ΔΚef e ΔΚ,

dada pela fracção efectiva U, expressa pela Equação (2.11), e propôs uma modificação na equação

de Paris-Erdogan, conforme mostra a Equação (2.12), a qual tem sido utilizada com razoável sucesso

na correlação dos dados de propagação de fenda por fadiga em várias razões de carga [48].

6 Na literatura anglo-saxónica refere-se Crack Closure

29

0máxef KKK (2.10)

U ≡mínmáx

0máxef

KKKK

KK

(2.11)

mefKC

dNda (2.12)

Figura 2.28 – Definição da amplitude do fecho de fenda durante a propagação da fenda por fadiga

[48]

Recentemente, diversos mecanismos distintos de fecho de fenda foram considerados, entre

elas as consideradas mais importantes são [47][48][49][50]: fecho induzido por óxido, o fecho

induzido por plasticidade e fecho induzido por rugosidade. Os mecanismos destas fontes estão

representados esquematicamente na figura 2.29 e serão descritos resumidamente a seguir:

Figura 2.29 – Esquematização de vários mecanismos de fecho de fenda: (a) Fecho induzido por

plasticidade, (b) fecho induzido por óxido e (c) fecho induzido por rugosidade [49]

Fecho induzido por óxido: A presença de produtos de corrosão de todas as espécies no

interior das fendas em crescimento resulta no aprisionamento de suas superfícies. Há diferentes

espécies de produtos de corrosão, como por exemplo, partículas de óxidos formadas durante fadiga à

alta temperatura ou camadas de óxidos formadas à temperatura ambiente, os quais se tornam mais

espessos em função de oxidação por atrito, isto é, travamento e reforma contínua do óxido atrás da

30

ponta da fenda devido ao contacto repetido entre as superfícies de rotura, surgindo deslocamentos

microscópicos no modo II e fecho induzido por plasticidade;

Fecho induzido por plasticidade: O contacto prematuro entre as faces da fenda é devido ao

deslocamento residual permanente que surge das zonas plásticas anteriores, no sentido inverso ao

do crescimento da fenda. O fecho induzido por plasticidade executa seu papel sob condições de

tensão plana, isto é, para provetes finos. Para provetes espessos, a propagação de fenda ocorre sob

condições de deformação plana e o fecho é restrito à parte da superfície na vizinhança da fenda;

Fecho induzido por rugosidade: O efeito do fecho induzido por rugosidade está associado à

topografia da superfície de rotura. Como a superfície de rotura nunca é polida, a sua rugosidade

natural também causa contacto prematuro das faces da fenda. O fecho ocorre quando os

deslocamentos de abertura na ponta da fenda se tornam comparáveis com o tamanho das asperezas

da superfície de rotura.

O nível de fecho de fenda é afectado por diversos factores, como a microestrutura do

material, a geometria do provete, a geometria da ponta da fenda, o tamanho da fenda, condições de

carregamento (intensidade máxima de tensões, razão de tensões, variação na amplitude de

carregamento), e condições do teste (ambiente e temperatura) [46].

2.4 – Metalografia

2.4.1 – Considerações gerais

Geralmente, as alterações microestruturais na superfície, decorrentes dos processos de

manufactura, são de pouca profundidade, na ordem de 25 µm até 76 µm. Sob condições de trabalho

muito severas, a profundidade das alterações oscilam na faixa de 127 µm a 380 µm [55]. Alterações

microestruturais significativas, microfissuras ou imperfeições de pouca profundidade, como 2,5 µm,

são igualmente geradas com frequência durante o processo de remoção de material.

Hoje em dia a metalografia já é considerada uma das análises mais importantes para garantir

a qualidade dos materiais no processo de fabricação e também para a realização de estudos na

formação de novas ligas de materiais. Esta prática torna-se complexa, pois os materiais apresentam

diferentes morfologias dependendo dos tratamentos térmicos aplicados e também da composição

química empregada.

A análise mediante microscopia óptica é um meio importante e económico para fazer uma

rápida avaliação da sub-camada dos componentes maquinados, para caracterizar as mudanças que

ocorrem como resultado da operação de manufactura [51].

O modo mais comum e usual de caracterização e quantificação das fases presentes na

microestrutura tem sido a técnica de ataque químico, que consiste na corrosão controlada, através da

diferença de potencial electroquímico em áreas de superfície com heterogeneidades químicas ou

31

físicas. O ataque químico visa modificar o relevo das fases por corrosão, de maneira que altere a

reflectividade das superfícies e permita a identificação de uma ou outra fase presente. Estes ataques,

entretanto, não mostram satisfatoriamente certos microconstituintes presentes, motivando pesquisas

que possam ajudar a definir as fases por análise metalográfica e microscopia óptica [52].

O reagente mais utilizado para os aços é o Nital (solução de HNO3 e álcool etílico) que por

intermédio da microscopia óptica não revela de maneira satisfatória alguns microconstituintes

presentes na estrutura, especialmente após realização de tratamentos térmicos ou termomecânicos.

Entretanto, é conveniente para determinar a quantidade total de ferrite e austenite residual da

estrutura. Uma das grandes desvantagens deste ataque é o facto de que os contornos de grão são

revelados e misturam sua coloração confundindo a determinação do contorno das áreas dos grãos,

diminuindo o contraste, e acabam incluindo-se nas medidas de área [53].

O ataque com nital destaca nas áreas brancas a ferrite e a austenite e nas áreas pretas a

martensite, bainite e perlite. A solução aquosa de metabissulfito de sódio (Na2S2O5) revela a

austenite, nas áreas brancas, e ferrite, martensite e bainite nas áreas pretas. Um grande trabalho de

pesquisa foi feito em 1980, usando vários ataques baseados no Na2S2O5. O Na2S2O5, entretanto,

mostrou na prática, que falha em diferenciar a martensite da bainite [53].

A alternativa proposta é utilizar um duplo ataque químico. Atacando com nital 2%, efectua-se

o polimento da amostra após fotografar o resultado do ataque, novo ataque sobre a mesma amostra

com solução aquosa de Na2S2O5, fotografa-se o resultado. Com os resultados dos dois ataques é

possível deduzir-se os resultados individuais das fracções volumétricas de todas as fases presentes

no aço para cada tipo de tratamento térmico utilizado [52].

2.4.2 – Efeito da microestrutura

É sabido que a microestrutura tem influência no comportamento à fadiga, como é o caso do

aumento da resistência à fadiga com a diminuição do tamanho do grão. Este comportamento seria

explicado pelo facto das microfissuras formadas em grãos de pequenas dimensões não atingirem

dimensões que as tornem em fissuras macroscópicas, antes de atingirem o limite do grão [16]. Assim

sendo a tensão necessária para que a fissura se propague no próximo grão será tanto maior quanto

menor for o tamanho do grão [16].

Uma das investigações mais extensivas da influência da microestrutura nos aços foi

conduzida por Cazaud. Os resultados de alguns dos seus trabalhos estão representados na figura

2.30. Os dados confirmam que 0.5 é um número conservador; encontrou variação nas razões de 0.55

a 0.62 para martensites altamente temperado. Estes dados foram também para os aços com 0.40%

de carbono. Quando a martensite não temperado é incluída, a escala total da razão é 0.26 a 0.62. Os

0.40% de martensite não temperado do carbono são aproximadamente 55 HRC7. Acima de 40 HRC,

os factores à excepção da microestrutura tornam-se mais significativos, especialmente índice de não-

metálico e tensão residual [54].

7 Dureza Rockwell na literatura anglo-saxónica refere-se HRC – Hardness Rockwell C

32

Muitos acreditam que a martensite moderada oferece melhores propriedades de fadiga.

Entretanto, muito dos trabalhos desenvolvidos foram com aços de médio-carbono com durezas

intermédias. Somente alguns dados limitados estão disponíveis para outras estruturas, incluindo a

martensite de baixo-carbono. Borik e Chapman determinaram o limite de resistência da bainite e da

martensite de 36 a 61 na escala HRC. Concluíram que acima de 40 HRC, a bainite teve propriedades

de fadiga superior comparada com a martensite para a mesma dureza, visto que abaixo de 40 HRC o

oposto era verdade. Explicaram os resultados nos termos da morfologia e da distribuição do

carboneto. Abaixo de 40 HRC, os carbonetos na martensite são esferoidais. Acima de 40 HRC, o

carboneto associado com o bainite era muito fino e bem distribuído, Abaixo de 40 HRC os carbonetos

tiveram "um modo perlítico", o qual tinha uma resistência à fadiga mais ou menos favorável [54].

Figura 2.30 – Efeito da microestrutura na razão de resistência do aço [54]

2.5 – Acabamento superficial

O atendimento das crescentes exigências para a fabricação de componentes com superfícies

com um alto grau de perfeição e qualidade requer o entendimento da relação existente entre a

metalurgia, a maquinabilidade, e os ensaios mecânicos. Na tentativa de atender essa necessidade,

nos finais da década de 1960 foi introduzida uma disciplina dentro da engenharia de superfícies

denominada “Integridade da Superfície ”, que descreve e avalia as possíveis alterações produzidas

numa camada superficial durante o processo de corte, incluindo os efeitos nas propriedades do

material e o desempenho da superfície em serviço [55].

O grau de acabamento superficial das peças depende do processo de fabrico utilizado, pelo

que uma peça obtida por corte jacto de água não tem o mesmo aspecto superficial que uma peça

maquinada por arranque de apara. No caso da maquinagem, por exemplo, as ferramentas de corte

deixam nas superfícies saliências e depressões que, embora tendo uma altura pequena em relação

às dimensões globais da peça, podem influenciar a resistência da peça a esforços mecânicos ou à

corrosão.

33

Na ausência de defeitos internos significativos, as roturas de peças sujeitas a fadiga

começam, como se sabe, na superfície da peça onde se irá nuclear a fissura [28][56].

O acabamento superficial afecta a resistência à fadiga de três modos: (a) introduzindo

concentração de tensões resultante da rugosidade, (b) por alterar as propriedades físicas da camada

superficial, e (c) por introduzir eventualmente tensões residuais na superfície podendo ser de tracção

ou compressão que podem prejudicar ou melhorar a resistência a fadiga respectivamente [29].

Verifica-se que as peças produzidas com elevado polimento e baixa rugosidade apresentam

uma elevada resistência à fadiga em comparação com peças dotadas de acabamento superficial

mais grosseiro. A justificação para este comportamento deve-se ao facto de as peças com melhor

acabamento superficial terem menos riscos, asperezas, poros e outros defeitos superficiais

susceptíveis de provocar concentração de tensões, o que dificulta a iniciação de fissuras. Assim, para

iniciar uma fissura numa peça altamente polida é necessário aplicar um maior número de ciclos de

tensão para criar número suficiente de deslocações que possibilitam a formação das intrusões e

extrusões [28].

Os resultados experimentais indicam efectivamente que o limite de fadiga aumenta quando o

acabamento superficial melhora. A figura 2.31 mostra, no caso dos aços, a influência do acabamento

superficial no limite de fadiga em função da resistência à tracção e dureza [29],

Figura 2.31 – Efeito do acabamento superficial [29]

o factor sC é a relação entre os limites de fadiga para um dado acabamento superficial e para o

acabamento polido espelho utilizado na obtenção da curva S-N básica do material a que corresponde

um factor sC = 1, que neste caso não depende da resistência à tracção do aço, em todos os outros

tipos de acabamento sC diminui quando a resistência à tracção ou dureza aumentam e quando a

rugosidade aumenta [28]. Para este material, uma maneira alternativa de apresentar este resultado é

apresentada na figura 2.32.

34

Figura 2.32 – Efeito do acabamento superficial no comportamento à fadiga [29]

Caracterização: Na figura 2.33 apresenta-se uma pequena parte de uma superfície típica de

corte, onde é possível identificar os vários elementos que constituem a sua textura superficial.

Figura 2.33 – Perfil típico de uma superfície de corte [55]

A textura da superfície é a combinação de certos desvios repetitivos ou aleatórios da

superfície real em relação à superfície geométrica, a qual compõe a superfície topográfica

tridimensional [14].

Rugosidade ou textura primária: é o conjunto de irregularidades induzidas pelo processo de

fabrico, resultantes da acção das ferramentas (pastilha de corte, fresa, rolo do laminador, etc.). O

perfil de rugosidade sobrepõe-se à ondulação, sendo a escala usada para a sua definição muito

35

menor do que o da ondulação. A rugosidade expressa-se em termos de altura, largura e largura de

referência (distância da superfície ao longo da qual é medida).

Ondulação ou textura secundária: desvio periódico relativamente à superfície plana. Pode ter

origem nas deformações das ferramentas e da peça durante o processo de fabrico; empenos, falta de

uniformidade da lubrificação, vibração ou qualquer instabilidade térmica ou mecânica. A ondulação

mede-se em termos de largura e de altura da onda.

Direcção das marcas da ferramenta: direcção predominante dos componentes da textura da

superfície (usualmente identificada por inspecção visual) que se podem classificar em dois grupos; a)

o de orientação ou perfil periódico, quando os sulcos têm direcções definidas e b) o de orientação ou

perfil não periódico, quando os sulcos não têm direcções definidas.

Defeitos: irregularidades aleatórias, tais como riscos, fissuras, buracos, depressões,

sobreposições de material, fendas ou inclusões superficiais.

2.5.3 – Variáveis dos processos em estudo que influenciam o acabamento superficial

No caso do corte por arranque de apara os parâmetros que influem o acabamento superficial

são a precisão ou rigor da forma da ferramenta, a rigidez de fixação da ferramenta e da peça, as

deformações devidas ao aperto, a precisão geométrica da máquina, a precisão cinemática da

máquina, fenómenos dinâmicos relacionados com a robustez da máquina (deflexões, vibrações, etc.)

e o processo de formação da apara [57].

Hashish (1986) verificou que as partículas abrasivas mais finas produziam uma superfície

mais finas ou seja melhor qualidade superficial. Entretanto, o uso de partículas abrasivas finas estava

associado a uma taxa reduzida do volume de remoção comparativamente as partículas abrasivas

mais grosseiras (ver Figura 2.34) e que o número de passagens estava associada a uma melhor

qualidade superficial (ver Figura 2.35) [24].

Figura 2.34 – Efeito do tamanho da partícula abrasiva na superfície de corte do aço (Inconel) [24]

36

Figura 2.35 – Efeito do número de passagens na superfície de corte do aço (Inconel) [24]

2.6 – Tensões residuais

2.6.1 – Introdução

Os mais variados ramos da indústria vêm discutindo os seus processos de transformação

com ênfase no conhecimento das tensões residuais resultantes de cada processo. As tensões

residuais vêm sendo levadas em consideração de uma maneira bem criteriosa e ampla tanto nas

universidades quanto nas indústrias.

As tensões residuais são tensões internas que se desenvolvem em componentes que

apresentam um estado de equilíbrio macroscópico no material. Os campos de tensões residuais

ocorrem no material mesmo sem a existência de carregamentos externos, gradientes de temperatura,

forças de corpo ou influência da gravidade. Muitas roturas em serviço de componentes de máquinas

e estruturas resultam da sobreposição das tensões resultantes das cargas aplicadas com as tensões

residuais na peça [58][59].

As tensões residuais dificilmente podem ser previstas com exactidão, pois para isto é

necessário conhecer a história do material da peça, desde o processo de fabricação da matéria-prima

até o processo de fabricação e montagem do produto final em serviço. A maneira mais utilizada para

a determinação do nível de tensões residuais existentes num material é a utilização de métodos

experimentais, com a inspecção directa na estrutura.

Os efeitos das tensões residuais podem ser tanto benéficos quanto prejudiciais, dependendo

do sinal, da intensidade, da distribuição e da relação destes factores com as características das

tensões aplicadas pelo carregamento de serviço. Geralmente são consideradas tensões inoportunas

pela dificuldade em prognosticar a sua magnitude (sinal e direcção); e pela adversa habilidade de se

combinarem com tensões devido à corrosão e com tensões presentes nas situações de fadiga [59].

37

2.6.2 – Origem das tensões residuais

As operações de fabrico são os principais processos geradores de tensões residuais em

vários graus, por exemplo, fundição, laminagem, estampagem, fresagem, tratamentos térmicos e

termoquímicos, soldadura, trefilagem e dobragem, entre outras. Em alguns casos as tensões

residuais podem ser introduzidas mais tarde na vida do material, durante procedimentos de

instalação, montagem, eventuais sobrecargas, ou ainda, por reparações e modificações em serviço.

No caso da laminagem, que é a operação de obtenção da chapa (de aço) em estudo, esta

processa-se com uma relação geométrica que promove uma deformação plástica mais significativa

junto da superfície da chapa do que no seu interior, resulta que o material na superfície irá sofrer um

alongamento na direcção axial maior comparativamente ao material situado no seu interior [60].

Como a chapa se comporta macroscopicamente como um todo, apresentando um comprimento

uniforme ao longo de toda a sua espessura, tem necessariamente que se verificar ajustes internos,

designadamente ao nível do campo de extensões, promovendo a compatibilidade das deformações,

mas dando origem a um campo de tensões residuais que permanecem na chapa após terem sido

retiradas as solicitações externas (ver Figura 2.36) [60].

Figura 2.36 – Operação de laminagem a frio; a) zona de deformação plástica superficial e b)

distribuição das tensões residuais ao longo da espessura [60]

2.6.3 – Caracterização da tensão residual

Geralmente, as tensões residuais podem ser caracterizadas de acordo com sua extensão em

três tipos [58].

1 – Tensões residuais macroscópicas, são naturalmente de longo alcance, estendendo-se no

mínimo por vários grãos do material. As deformações originadas por elas são praticamente uniformes

para alguns grãos. As tensões residuais macroscópicas assumem um estado de equilíbrio e qualquer

alteração, como a retirada de material ou surgimento de uma nova superfície, exige que as tensões

se reagrupem para que uma nova configuração de equilíbrio seja atingida. Tais tensões são

38

quantidades tensoriais, com magnitudes e direcções principais que variam em diferentes regiões do

material.

2 – Tensões residuais microscópicas ou micro-tensões estruturais, cobrem uma distância de

um grão ou uma parte de grão, assim, a região de influência no equilíbrio destas tensões estende-se

a um pequeno número de grãos. Ocorrem pelo simples processo de orientação dos grãos;

3 – Tensões residuais sub-microscópicas, alcançam apenas algumas distâncias atómicas

interiores ao grão. São resultantes de imperfeições da rede cristalina, ocorrendo principalmente em

regiões próximas às discordâncias.

Os dois últimos tipos de tensões residuais podem variar de um ponto para outro da rede

cristalina.

2.6.4 – Efeitos da tensão residual

A avaliação da contribuição da distribuição da tensão residual no desempenho mecânica é

frequentemente difícil. A principal dificuldade reside no facto de que a magnitude do pico de tensão

residual e a natureza da sua distribuição estarem mais ou menos relacionadas com a profundidade

da camada e/ou com a distribuição do teor de carbono. Uma vez que a profundidade da camada e a

sua distribuição de carbono constituem a principal variável da propriedade mecânica [61].

Os efeitos da tensão residual na propagação da fissura de fadiga têm um grande significado

prático e foram o foco de muitas pesquisas [62].

Não basta saber o estado de tensões residuais dos materiais ou componentes, e sim,

conhecer o que cada estado interfere na sua durabilidade. Assim, normalmente ensaios de

laboratório são utilizados para a determinação da sua resposta advinda do estado de tensão prévio

[63].

Um efeito encontrado com frequência é a distorção de peças após processos de

maquinagem. As distorções dependem do nível e da distribuição das tensões residuais. Nestes

casos, as tensões de tracção podem ocasionar o surgimento de micro fissuras superficiais que com a

propagação podem determinar à rotura do componente.

As tensões residuais são normalmente perigosas e indesejáveis pela sua sobreposição com

as tensões de serviço ou cargas aplicadas. As tensões residuais de compressão geralmente

possuem um efeito benéfico na vida de fadiga, propagação de fissuras ou corrosão sob tensão (ver

figura 2.37), pela redução da tensão total na superfície da peça. Aqui é também, virtualmente

impossível separar o efeito da tensão residual dos fenómenos concorrentes presentes, que produzem

um aumento na resistência à fadiga. Enquanto que tensões residuais de tracção, geralmente,

reduzem a eficiência do material sob os mesmos efeitos, prejudicando o comportamento das

estruturas [64].

39

Figura 2.37 – Ilustração esquemática da redução do nível de tensão aplicada devido à presença de

tensão residual de compressão [65]

Ebert (1978) apresenta, no entanto, testes executados para permitir o controlo arbitrário da

intensidade do pico de compressão residual na superfície de um provete de fadiga, mantendo a

dureza superficial constante. Outro teste foi conduzido, mostrando que a dureza de vários aços

aumentava proporcionalmente com a intensidade da tensão residual de compressão na superfície

(ver figura 2.38) [61].

Figura 2.38 – Propriedade de fadiga em uma série de aços de Cr/Mo cementados e o correspondente

pico de tensão residual medido [61]

2.6.5 – Medição de tensões residuais

A medição de tensões é hoje largamente utilizada para monitorar a fiabilidade operacional de

estruturas e componente mecânicos, principalmente em situações de elevada complexidade e

quando há presença de tensões residuais. A determinação das tensões residuais por métodos

40

analíticos é muito difícil por exigir o conhecimento de toda a história de carregamento do material.

Esta informação raramente é conhecida com o rigor necessário.

Inicialmente as medições eram feitas por técnicas exclusivamente destrutivas e muitas vezes

com a introdução de novas tensões durante o ensaio. Porém, as técnicas de medição vêm sendo

aperfeiçoadas e o conceito de incerteza da medição está cada vez mais presente. Nas últimas

décadas, várias técnicas quantitativas e qualitativas têm sido desenvolvidas para a determinação dos

níveis de tensões residuais dos componentes. Em linhas gerais, tratam-se de ensaios que podem ser

divididos em destrutivos e não destrutivos. Até o momento, não existe um método universal de

medida das tensões residuais capaz de resolver todos os problemas, a baixo custo, da melhor

maneira possível [58].

Os métodos destrutivos são baseados na alteração do estado de equilíbrio das tensões

residuais, provocando alívio destas tensões no ponto ou na região de medição. As deformações

causadas pelo alívio são medidas e, através de modelos matemáticos adequados, são determinadas

as tensões residuais. Nestes métodos são analisadas somente as tensões residuais macroscópicas.

Os métodos não destrutivos são baseados nas variações de parâmetros físicos ou

cristalográficos do material em análise, relacionados com as tensões residuais que provocam estas

alterações. Estes métodos determinam de forma combinada todas as tensões residuais existentes no

material, sejam elas microscópicas ou macroscópicas, sem a possibilidade de distinção entre elas.

Os principais métodos existentes classificados anteriormente, são apresentados na tabela 2.2

[66][67].

Tabela 2.2 – Métodos principais de medição de tensões residuais

Classificação Métodos Principais Observações

Método do furo cego

Execução de um furo, Ø 0.8 a 3.2 mm, Método normalizado pela ASTM-E-837

Método de remoção de

camadas (Método da Deflexão)

Camadas retiradas por ataque químico.

Destrutivos

Método do seccionamento

Cortes parciais longitudinais ou transversais ao eixo de peças axisimétricas

Difracção de raios X

Variação das distâncias entre os planos atómicos. Técnica normalizada pela SAE-J784a

Difracção de neutrões

Semelhante ao método de raios X, no entanto, com inspecção em todo o volume

Método de ultra-som

Variação da velocidade de ondas ultras sónicas no interior do material

Não Destrutivos

Método magnético

Relação entre propriedades magnéticas, permeabilidade, indução e efeitos Barkhausen

41

Uma técnica que possa resolver todos os problemas de medição de tensões residuais é

pouco provável até o momento; mas uma combinação entre elas pode atender a maioria das

necessidades da indústria.

A técnica a ser utilizada deve ser seleccionada com base numa série de parâmetros

influenciados pelas características do componente e o tipo de medição a ser efectuada. Estes

parâmetros baseiam-se [58]:

1 – Na natureza do componente;

2 – No tipo de tensões residuais presentes no componente;

3 – No gradiente de tensões residuais;

4 – Na geometria do componente;

5 – No local onde a medição será realizada (no laboratório ou em campo);

6 – No tipo de intervenção (método destrutivo ou não destrutivo);

7 – No tempo disponível para a medição e apresentação dos resultados;

8 – Na precisão do método;

10 – No custo final da medição.

Dentre os principais métodos de medição de tensões residuais, as técnicas de Difracção de

raios X e o Método do Furo são os mais utilizados pela sua fiabilidade, principalmente quando

comparados com métodos mecânicos destrutivos.

O método do furo apresenta a vantagem de envolver instrumentação portátil e de baixo custo

e a limitação de ser aplicável em estruturas onde o furo executado não afecte o seu funcionamento.

Enquanto a técnica de difracção de raios X é reconhecida pela sua natureza não destrutiva, apesar

da medição se limitar a camadas muito próximas à superfície, pelo equipamento ter custo elevado e

pouca mobilidade.

A técnica de difracção de raios X foi o método utilizado neste trabalho para a medição das

tensões residuais.

2.6.6 – Técnica de difracção de raios X

Os raios X foram descobertos em 1895 por W. Röntgen quando trabalhava com um tubo de

raios catódicos. Röntgen descobriu que a radiação proveniente dos pontos onde os raios catódicos

(electrões) embatiam no tubo de vidro, ou num alvo dentro do tubo, podiam atravessar materiais

opacos à luz e produzir a fluorescência de um alvo ou placa fotográfica. Depois de investigar este

fenómeno concluiu que todos os materiais eram, em certa medida, transparentes àqueles raios e que

a transparência diminuía com o aumento da densidade do material. Röntgen não conseguiu deflectir

aqueles raios num campo magnético nem observar fenómenos de refracção ou interferência

associados com as ondas. Por esta razão lhes deu o nome, algo misterioso, de raios X [68].

42

Em 1912 o físico alemão von Laue, sugeriu que se os átomos apresentam uma estrutura

cristalina, organizados de forma a apresentarem periodicidade ao longo do espaço, e que se os raios-

X eram ondas electromagnéticas com comprimento de onda menor que os espaços interatómicos,

então os núcleos atómicos que concentram a massa dos átomos poderiam difractar os raios X,

formando franjas de difracção. Quando Laue fez passar um feixe de raios X por uma amostra

monocristalina, e pôs um filme fotográfico após a amostra, o resultado foi que após revelar o filme

este apresentava pontos sensibilizados pelos raios X difractados.

As experiências de Laue despertaram grande interesse nos físicos ingleses, W. H. Bragg e

seu filho W. L. Bragg, que formularam, ainda em 1912, uma equação extremamente simples para

prever os ângulos onde seriam encontrados os picos de intensidade máxima de difracção. Assim,

conhecendo-se as distâncias interatómicas, poderiam ser resolvidas os problemas envolvidos na

determinação da estrutura cristalina. Dessa forma, os Bragg determinaram a sua primeira estrutura, a

do NaCl. Transformando a difracção de raios X na primeira ferramenta eficiente para determinar a

estrutura atómica dos materiais, fazendo com que a técnica obtivesse rapidamente grande

popularidade entre os institutos de pesquisa.

O método de difracção de raios X é baseado na medição das deformações da rede cristalina

pelo estudo da variação do espaço entre planos de um material policristalino. Este método mede a

deformação residual próxima à superfície do material [69].

O princípio da determinação do estado de tensão passa pela análise do feixe monocromático

de raios X que interage com um material cristalino, fazendo com que os fotões incidentes difractem

numa direcção previamente conhecida, determinada pela equação de Bragg ou lei de Bragg e as

tensões residuais são calculadas assumindo-se que a distorção ocorre no regime linear elástico

[66][69].

send2 hkl (2.13)

Sendo o comprimento de onda do feixe monocromático incidente no cristal a um certo ângulo de

incidência θ (ângulo de Bragg) com os planos cristalinos, e dhkl a distância entre as camadas

atómicas no cristal.

Quando uma peça de material policristalino é deformada elasticamente há uma deformação

uniforme a distâncias relativamente longas entre os espaçamentos dos planos da rede cristalina onde

estão contidos os grãos que mudam o seu estado livre algum novo valor correspondente a

intensidade da tensão aplicada. Este novo espaçamento é caracterizado pelo distanciamento entre

grãos, para qualquer conjunto de planos igualmente orientados em relação à tensão aplicada, é

medido pela difracção de raios X [70].

Quando um material se encontra livre de tensões residuais o seu valor dhkl distância entre

planos, normalmente chamado de d0 distância inicial entre planos, é independente da orientação

entre esses planos (hkl) e a superfície. Por outro lado, se o material é submetido a uma tensão numa

condição elástica não homogénea, o espaçamento d0 muda e torna-se uma função dependente de

, (ver figura 2.39) [69].

43

Figura 2.39 – Esquematização do ângulo psi (Ψ) [71]

O ângulo Ψ é definido como sendo o ângulo formado entre, a normal em relação a superfície

da amostra, eixo Z na figura 2.39, e um ângulo particular no plano YZ posicionado na bissectriz entre

o feixe incidente e o difractado, ambos no plano XZ.

Para determinação da tensão residual a partir da deformação faz-se uso das equações que

relacionam a tensão e a deformação no regime elástico. A medição da deformação dá-se na

superfície do material. Admite-se que existe um estado plano de tensões na superfície do material

(ver Figura 2.40), ou seja, as tensões principais σ1 e σ2 actuam neste plano e não existindo tensões

no plano perpendicular a ele. Porém, existe uma deformação ε3, na direcção perpendicular ao plano

do material (amostra) devido ao coeficiente de Poisson [72].

Figura 2.40 – Modelo do estado plano de tensões elásticas [72]

No modelo, tem-se:

21

222

211 EE

1 (2.14)

sencos1 e sensen2 (2.15)

44

Substituindo (2.15) em (2.14):

21

222

21 E

sensencosE

1 (2.16)

Para Ψ=90º, o vector deformação apresenta-se sobre a superfície da amostra e a tensão na

superfície σϕ é obtida por:

2

22

1 sencos (2.17)

O que resulta em:

21

2

Esen

E1

(2.18)

A determinação da variação da distância interplanar medida e da tensão residual passa pelas

equações seguintes:

0

0hkl

ddd

(2.19)

o que leva a:

21

2

0

0hkl

Esen

E1

ddd

(2.20)

Como neste estudo o corpo não se encontra carregado, a tensão residual reduz-se a:

Eddd

0

0hkl (2.21)

A equação (2.21) mostra que a redução da distância interplanar em relação à distância padrão resulta

num valor negativo para a tensão e corresponde a uma tensão de tracção no plano perpendicular ao

plano de medida. E no caso de um aumento da distância interplanar, o valor da tensão será positivo e

a tensão residual será de compressão [72].

A discussão prévia demonstra a necessidade da averiguação da textura de materiais a serem

avaliados sob difracção de raios X. Muitos autores optam pela adopção do critério de isotropia no

intuito de obter dados, mesmo que não precisos porém comparativos entre materiais ou processos de

fabrico [43].

Vários estudos de materiais sujeitos a processos de transformação como extrusão,

laminagem, trefilagem e forjamento têm utilizado o método de difracção de raios X na determinação

das tensões residuais resultantes desses processos [73].

Existem algumas literaturas que descrevem mais detalhadamente os estudos desenvolvidos

nesta área, tais como, as referências [69][73][74][75].

45

2.7 – Método dos elementos finitos (MEF)

O MEF será utilizado neste estudo para avaliar a distribuição de tensões na vizinhança dos

bordos de corte tendo em conta as tensões residuais medidas experimentalmente.

O MEF é uma técnica de análise numérica destinada à obtenção de soluções aproximadas de

problemas regidos por equações diferenciais. Embora o método tenha sido originalmente

desenvolvido para a análise de tensões em sistemas estruturais, ele é actualmente aplicado a uma

grande variedade de problemas de engenharia. Devido às suas notáveis características de eficiência

e flexibilidade, o MEF tem hoje uma grande difusão tanto no meio académico como no industrial,

estando disponível em grande número de softwares comerciais existentes no mercado. A principal

motivação para o uso do MEF reside no facto que, devido à complexidade dos problemas reais de

engenharia (tais como aqueles envolvendo comportamento não linear, geometrias complexas,

associação de vários materiais, etc.) soluções analíticas se tornam inviáveis ou mesmo impossíveis.

Assim, deve-se recorrer a técnicas capazes de fornecer soluções numéricas aproximadas [76].

O desenvolvimento do MEF data do final da década de 1950, ligado aos trabalhos de Turner,

Argyris, Kelsey e Clough, o qual introduziu pela primeira vez o termo “elemento finito” [60].

As primeiras aplicações do MEF foram efectuadas na resolução de problemas de análise

estrutural. Marçal, Yamada, Zienkiewicz, Kobayashi e respectivos colaboradores foram os primeiros

investigadores a aplicarem o MEF na resolução de problemas elasto-plásticos em deformação plana

ou axisimétrica [60].

A ideia principal do MEF consiste em se dividir o domínio (meio contínuo) do problema em

sub-regiões de geometria simples, conforme ilustra a figura 2.41. Esta ideia é bastante utilizada na

engenharia, onde usualmente tenta-se resolver um problema complexo, subdividindo-o em uma série

de problemas mais simples. Logo, trata-se de um procedimento intuitivo para os engenheiros.

Figura 2.41 – Malha de elementos finitos para problemas planos [77]

Os elementos finitos utilizados na discretização (subdivisão) do domínio do problema são

conectados entre si através de determinados pontos, denominados nós ou pontos nodais (ver figura

46

2.41). Ao conjunto de elementos finitos e pontos nodais, dá-se, usualmente o nome de malha de

elementos finitos. Diversos tipos de elementos finitos já foram desenvolvidos. Estes apresentam

formas geométricas diversas (por exemplo, triangular, quadrilateral, cúbico, etc) em função do tipo e

da dimensão do problema (uni, bi, ou tridimensional). A figura 2.42 apresenta a geometria de vários

tipos de elementos finitos.

Figura 2.42 – Diferentes tipos de elementos finitos [78]

A precisão do método depende da quantidade de nós e elementos, e do tamanho e tipo dos

elementos presentes na malha. Um dos aspectos mais importantes do MEF diz respeito a sua

convergência. Embora tratando-se de um método aproximado, pode-se demonstrar que em uma

malha consistente, a medida que o tamanho dos elementos finitos tende a zero, e

consequentemente, a quantidade de nós tende a infinito, a solução obtida tende a convergir até um

certo número de nós para a solução exacta do problema.

Neste trabalho o MEF é aplicado, através do software ANSYS, na modelagem de um provete

para a obtenção da distribuição da tensão de von Mises através de uma análise modal tendo em

conta a distribuição de tensões residuais obtidas experimentalmente na secção em estudo do

provete.

47

CAPÍTULO 3 – MATERIAIS E MÉTODOS

3.1 – Material

O material usado neste estudo é o aço DP600, que é um aço de média resistência, e é

composto, basicamente, por fases ferrite e martensite, a chapa foi obtida pelo processo de

laminagem a frio e tem uma espessura de 1.5 mm, para a extracção dos provetes (ver figura 3.1) da

chapa foram utilizados os processos de corte por jacto de água e maquinagem (fresagem). Na tabela

3.1 tem-se a composição química dos principais elementos que constituem o aço DP600 e foi obtida

do certificado do material que foi fornecido pelo fabricante da chapa.

Tabela 3.1 – Composição química dos principais elementos do aço DP600 Composição Química

Aço % C % Si % Mn % P % S % N % Cr % Ni % Cu % Mo % Al % Nb

DP600 0.11 0.41 0.90 0.009 0.005 0.004 0.03 0.05 0.04 0.00 0.039 0.017

Na tabela 3.2 tem-se as propriedades mecânicas de aço DP600 também obtidas do certificado do

fornecedor.

Tabela 3.2 – Propriedades mecânicas do aço DP600

Propriedades Mecânicas

Aço σced [Mpa] σR [MPa] εR [%]

DP600 377 650 20

Figura 3.1 – Geometria do provete cotada em mm

48

3.2 – Ensaios de fadiga

Os ensaios de fadiga foram realizados numa máquina servohidráulica DARTEC de 100 KN de

capacidade máxima (ver Figura 3.2), com aquisição de dados por computador. Essa máquina, por

meio de controlo de amplitude de tensões, é capaz de manter a amplitude de deformações do ensaio

de alto ciclo rigorosamente controladas. Para proceder ao ensaio de um provete fixa-se este na

máquina de ensaio, através das amarras de fixação. Na Figura 3.3 observa-se detalhadamente a

disposição do provete na máquina de ensaio.

Figura 3.2 – Equipamento utilizado para o ensaio de fadiga no laboratório de ensaios mecânico do

DEM, IST

Figura 3.3 – Detalhe da disposição do provete na máquina

Os ensaios foram realizados para uma razão de tensões de R = 0.1, com uma frequência de

aplicação das cargas de 8 Hz e com o aumento gradual da carga (de 5 a 30%) em relação à carga de

cedência do material à tracção para os diferentes provetes. As cargas foram aplicadas no sentido de

laminagem do material.

49

Estabeleceu-se como critérios de paragens na ausência de rotura do material, por um lado, o

número de ciclos atribuídos a vida infinita, 6106 de ciclos, por outro lado, limites máximos e mínimos

de valores de carga aplicada e deslocamento, de forma a preservar a integridade do equipamento.

3.3 – Medição das tensões residuais

As medidas foram realizadas em um difractómetro Strainflex Series MSF-2M de marca

Rigaku (ver Figura 3.4) no ISQ (Instituto de Soldadura e Qualidade), através da técnica do sen2Ψ. A

radiação incidente foi escolhida de forma a evitar a fluorescência da amostra reduzindo o ruído de

fundo de escala do difractograma. Os parâmetros mais relevantes destas análises foram:

A radiação incidente (Kα), o pico de difracção analisado (157° Fe), a variação angular 2θ (151

< 2θ < 160°), o tempo de medida (45 minutos por ponto analisado, o que significa 90 minutos por

janela), sete ângulos ψ distribuídos de 5°, 10°, 20°, 25°, 30°, 35° e 40°, com a utilização de um filtro

de vanádio.

Figura 3.4 – Difractómetro Strainflex Series MSF-2M de marca Rigaku, utilizado no ISQ

Dada a simetria da geometria dos provetes as medições foram realizadas em 1/2 da largura

de cada provete, ou seja, do bordo de corte até o centro do provete. Na vizinhança do bordo de corte

foram utilizadas janelas com áreas de 1.0×10.0 mm2, no sentido de laminagem da chapa, e 1.0×5.0

mm2, no sentido perpendicular ao de laminagem, para as restantes medições foram utilizadas janelas

com áreas de 2.0×10.0 mm2, no sentido de laminagem, e de 2.0×5.0 mm2, no sentido perpendicular,

ao de laminagem (Ver Figuras 3.5 e 3.6).

Figura 3.5 – disposição do provete para medição da tensão residual

50

Figura 3.6 – Esboço demonstrativo das janelas no provete

3.4 – Análise microestrutural

3.4.1 – Preparação da amostra

O primeiro passo para a obtenção de um bom resultado é a escolha e preparação adequada

da amostra. Esta deve representar a peça em estudo; por isso não deve sofrer qualquer alteração na

sua estrutura. Um aquecimento demasiado (acima de 100°C), deformações plásticas (em metais

moles), ou a formação de novos grãos por recristalização devem ser evitados. A área da amostra a

ser examinada não deveria exceder de 1.0 a 2.0 cm2, sob pena de se ter um tempo de preparação

excessivo. Qualquer preparação depende igualmente do material da amostra; a técnica de lixamento

e polimento deve ser adaptada à mesma.

As amostras para análise metalográfica foram retiradas da região central dos provetes e

foram preparadas na prensa de embutimento a quente disponível no Laboratório de ensaios

mecânicos do IST (ver Figura 3.7). Para tal dispuseram-se as amostras obtidas dos provetes na base

da prensa e preencheu-se o restante espaço com resina 3 “acrílico de montagem a quente”,

mantendo a pressão constante com o valor de 15 kN, procedeu-se ao aquecimento durante 10

minutos, sendo depois arrefecida a amostra ainda no interior da prensa por um sistema de circulação

de água fria, durante 6 minutos (ver Figura 3.8).

A necessidade do embutimento de amostras metalográficas é de grande importância, pois

além de facilitar o manuseio de peças pequenas, evita que provetes com arestas rasguem a lixa e o

pano de polimento, bem como evita o abaulamento dos provetes durante o polimento, o que

influencia bastante na observação microscópica (facilita a observação dos bordos, que ficam planos).

O embutimento com resinas sintéticas apresenta ainda as seguintes vantagens: (a) são neutras em

relação as soluções de ataque; (b) impedem a infiltração das soluções em poros e fendas; (c) a

51

dureza pode ser adaptada à dureza do material a ser embutido, através de aditivos específicos. O

embutimento pode ser: a frio – quando se usa resinas sintéticas de polimerização rápida; a quente –

quando a amostra é embutida em materiais termoplásticos por meio de prensas (ver figura 3.7).

Figura 3.7 – Prensa de embutimento a quente de marca Struers do laboratório de preparação de

amostras do DEM, IST

Figura 3.8 – Amostra depois de embutida

Depois do embutimento as superfícies das amostras foram lixadas e polidas (ver Figura 3.9).

Figura 3.9 – Polideira de marca Struers do laboratório de preparação de amostras do DEM, IST

52

O lixamento é essencialmente o processo de preparação de uma superfície lisa e plana da

amostra metalográfica para o subsequente polimento. Para isto, começa-se por lixar a amostra em

lixas de granulação cada vez menor, até desaparecerem os traços da lixa anterior. O polimento

consiste na obtenção de uma superfície isenta de risco, de modo a se obter uma imagem clara ao

microscópio. Para isto, inicia-se por polir a amostra com material de granulação cada vez menor.

Para se obter uma superfície perfeitamente polida. As amostras foram lixadas pela ordem de lixa que

se apresenta na tabela 3.3.

Tabela 3.3 – Sequência de lixamento das amostras

1º 2º 3º 4º 5º 6º 7º 8º

Granulometria

da lixa

80 240 320 400 600 800 1000 1200

Após o lixamento, seguiu-se o polimento mecânico das amostras com lixas de pano e uma

solução contendo óxido de alumínio inicialmente com 1 µm e por fim 0,5 µm de granulometria.

Seguiu-se os ataques químicos com os seguintes reagentes: 2% nital (2ml HNO3 e 98ml de

Álcool Etílico), as amostras foram atacadas pelo reagente durante quinze segundos, lavadas em

água, em seguida em álcool etílico e, secas com o auxílio de um secador de ar frio, este

procedimento visa interromper a acção do ataque químico [79], seguido de uma ataque químico com

uma solução aquosa de metabissulfito de sódio (10g de Na2S2O5 + 100ml água destilada), com uma

duração de vinte segundos, foram utilizados para o metabissulfito de sódio os mesmos

procedimentos de lavagem utilizados para o nital.

3.4.2 – Microscopia óptica

A microscopia óptica foi utilizada para caracterizar a influência dos processos de corte (jacto

de água e fresagem) na microestrutura do aço DP600 analisado neste trabalho.

Para se proceder ao estudo da influência dos processos de corte na microestrutura do aço

DP600, foram retiradas amostras em dois provetes, um obtido pelo processo de corte por jacto de

água e o outro obtido por fresagem e preparadas conforme a descrição acima. As observações foram

realizadas com o microscópio metalográfico de marca Nikon (ver Figura 3.10) com uma máquina

fotográfica acoplada que permite obter as imagens observadas através do microscópio.

53

Figura 3.10 – Microscópio Nikon do laboratório de metalografia do DEM, IST

3.5 – Análise dos defeitos superficiais no bordo de corte

Para a observação dos defeitos superficiais no bordo de corte dos provetes processados por

maquinagem e por jacto de água foi utilizada uma câmara de vídeo incorporada na mesa de

coordenadas Maxtascan e um software de aquisição de imagem, foram visualizadas diversas áreas e

em diferentes posições, nas superfícies de corte dos provetes (ver Figura 3.11).

Figura 3.11 – Mesa de coordenadas Maxtascan do laboratório de metalografia do DEM, IST

54

3.6 – Método dos elementos finitos

A simulação objectivou especificamente a determinação da distribuição de tensões na

vizinhança dos bordos de corte tendo em conta as tensões residuais medidas experimentalmente. Foi

avaliada a distribuição de tensões em ¼ do provete, ou seja, do bordo de corte até o centro do

provete.

Para análise de elementos finitos neste estudo foi utilizado o software comercial ANSYS

como já foi referido anteriormente.

Numa primeira fase foram aplicadas cargas de tracção em regime elástico para avaliar a

distribuição de tensões a meio do provete ao longo da sua largura na ausência das tensões residuais.

De seguida com as mesmas cargas aplicadas anteriormente foi avaliada a distribuição de tensões em

dois provetes sendo o primeiro processado por maquinagem e o segundo por jacto de água, com as

respectivas distribuições de tensões residuais incluídas.

3.6.1 – Elemento e malha

Dado que o provete apresenta uma geometria simétrica, é apenas necessário modelar ¼ da

geometria do provete, o que permite um maior refinamento da malha com o mesmo esforço

computacional da análise do provete no seu todo.

Para esta análise a escolha recaiu para o elemento SOLID95 do ANSYS, como mostra a

figura 3.12, o elemento é um octaedro tridimensional definido por 20 nós, com três graus de liberdade

por nó, translação nas direcções x, y, e z, têm plasticidade e permitem a aplicação de tensões

residuais. Este elemento apresenta uma rápida convergência, porque possui uma função de forma de

ordem elevada. Isto implica menos esforço computacional para a obtenção de resultados mais

precisos [80].

Figura 3.12 – Elemento SOLID95 do ANSYS [80]

55

Na figura 3.13 temos a representação da malha e da zona em estudo do provete

Figura 3.13 – Malha e zona de estudo no provete

Como o provete vai ser estudado num ensaio de tracção uniaxial, para modelar esta situação,

é aplicada uma carga constante q=179 MPa numa das extremidades do provete em x=0. Devido à

simetria que o provete apresenta, são aplicadas condições de simetria em duas das faces, estas

condições estão representadas na figura 3.14, é de salientar que, devido às condições de simetria do

plano yz, a tensão esperada na secção de teste é de 2q.

Figura 3.14 – Representação esquemática da aplicação da carga no provete

De modo a contabilizar os efeitos das tensões residuais criadas pelo processo de corte, é

introduzido no ANSYS a equação que rege a curva da distribuição de tensões obtida com o auxílio do

software G DATA que permitiu a recolha de pontos que constituem a curva de distribuição de tensões

residuais obtidas experimentalmente.

56

CAPÍTULO 4 – RESULTADOS E DISCUSSÕES

4.1 – Ensaios de fadiga

Nas tabelas 4.1 e 4.2 encontram-se os resultados dos ensaios de fadiga nos provetes do aço

DP600 processados por corte por jacto de água com abrasivo e maquinagem respectivamente. Nesta

tabela, Fmax, Fmin, σmax, σmin e σa são respectivamente a força máxima, força mínima, tensão máxima,

tensão mínima e amplitude de tensões para R=0.1.

Tabela 4.1 – Resultado dos ensaios de fadiga em provetes processado por jacto de água com abrasivo

Refª Fmax (N) Fmin (N) σmax (MPa) σmin (MPa) σa (MPa) Nº de ciclos Obs. % σc

1f 6786 678.6 377 37.72 169.65 6000000 σc 2f 8143.2 814.32 452.4 45.24 203.58 281516 +20% σc 3f 8143.2 814.32 452.4 45.24 203.58 241507 +20% σc 4f 7803.9 780.39 433.55 43.355 195.1 437012 +15% σc 5f 7803.9 780.39 433.55 43.355 195.1 417523 +15% σc 6f 7464.6 746.46 414.7 41.47 186.62 638612 +10% σc 7f 7464.6 746.46 414.7 41.47 186.62 638612 +10% σc 8f 7125.3 712.53 395.85 39.585 178.13 6000000 +5% σc 9f 7294.95 729.495 405.275 40.528 182.37 6000000 +7.5% σc

Tabela 4.2 – Resultado dos ensaios de fadiga em provetes processado por maquinagem

Refª Fmax (N) Fmin (N) σmax (MPa) σmin (MPa) σa (MPa) Nº de ciclos Obs. % σc

1f 6786 678.6 377 37.72 169.65 6000000 σc 2f 8657.0 865.70 480.94 48.094 216.43 246165 +28% σc 3f 8657.0 865.70 480.94 48.094 216.43 208147 +28% σc 4f 8245.6 824.56 458.09 45.809 206.14 315677 +22% σc 5f 8245.6 824.56 458.09 45.809 206.14 288746 +22% σc 6f 7870.8 787.08 437.27 43.727 196.77 464346 +16% σc 7f 7870.8 787.08 437.27 43.727 196.77 564928 +16% σc 8f 7464.6 746.46 414.7 41.47 186.62 4218236 +10% σc

As figuras 4.1 e 4.2 apresentam as curvas S-N médias em escala bilogarítmica

correspondentes a uma probabilidade de rotura por fadiga de 50% obtidas através de uma regressão

linear a partir dos resultados experimentais apresentados nas Tabelas 4.1 e 4.2 respectivamente.

57

100

1000

10000 100000 1000000 10000000

Número de Ciclos

Am

plitu

de d

e Te

nsõe

s σa

(R=0

.1) [

MPa

]

Processado por Jacto de Água Curva Média

Extrapolação para N=10000

Curva médiaA = 3.57273E33m = 12.165r2 = 0.6114r=0.7819

Extrapolação para N=10000

Figura 4.1 – Curva S-N do aço DP600 processado por jacto de água

100

1000

10000 100000 1000000 10000000Número de Ciclos

Am

plitu

de d

e Te

nsõe

s σa

(R=0

.1) [

MPa

]

Processado por Maquinagem Curva Média

Extrapolação para N=10000

Curva médiaA = 6.47143E44m = 16.954r2 = 0.7719r = 0.8786

Extrapolação para N=10000

Figura 4.2 – Curva S-N do aço DP600 processado por maquinagem

Existe uma relação linear básica entre o log(σ) e o log(N) da forma:

alogmAlogNlog (4.1)

em que S ≡ σa, m é o declive da recta e logA a ordenada na origem.

Para descrever a curva S-N do projecto a equação (4.1) é geralmente representada na forma:

ANm

a (4.2a)

58

m1

a NA

(4.2b)

Para os casos em estudo temos os seguintes resultados:

Curva S-N para os provetes processados por jacto de água (ver Figura 4.1),

0822.0

a N01.573 (4.3)

A equação (4.3) pode ser expressa na forma logarítmica por,

Nlog0822.07582.2log a (4.4)

Curva S-N para os provetes processados por maquinagem “fresagem” (ver Figura 4.2),

0590.0

a N64.439 (4.5)

A equação (4.5) expressa na forma logarítmica fica,

Nlog0590.06431.2log a (4.6)

Na figura 4.3 temos a comparação das curvas S-N média dos provetes processados por maquinagem

e jacto de água com abrasivo.

100

1000

10000 100000 1000000 10000000

Número de Ciclos

Am

plitu

de d

e Te

nsõe

s σa

(R=0

.1) [

MPa

]

jacto de água Curva Média do jacto de água

maquinado Curva média dos maquinados

Figura 4.3 – Comparação das curvas S-N

A figura 4.3 mostra que para um mesmo número de ciclos, os provetes processados por jacto

de água ensaiados suportam uma amplitude de tensões menor comparativamente aos provetes

processados por maquinagem. E isso deve-se em grande parte ao mau acabamento superficial das

59

superfícies processada por jacto de água [28][37][56], e do encruamento imposto na superfície de

corte dos provetes processados por maquinagem, o que aumenta a resistência à fadiga e minimiza

de certa forma o efeito do mau acabamento superficial destes [19][37]. E é salientar que tanto os

provetes processados por jacto de água e os processados por fresagem não sofrem rotura por fadiga

quando solicitados com uma carga igual ou menor que a tensão de cedência do material à tracção.

4.2 – Tensões residuais

A figura 4.4 apresenta a distribuição da tensão residual ao longo de ½ da largura do provete

no sentido de laminagem (sentido longitudinal) da chapa e que corresponde também a direcção de

solicitação à fadiga dos provetes, ao passo que a figura 4.5 representa a distribuição da tensão

residual no sentido transversal.

-250

-200

-150

-100

-50

0

0 1 2 3 4 5 6

1/2 da Largura do Provete [mm]

Tens

ão R

esid

ual σ

x [M

Pa]

Jacto de água F6Jacto de água F4Maquinado F2Maquinado F14Maquinado F15

Figura 4.4 – Distribuição da tensão residual no sentido longitudinal

-250

-200

-150

-100

-50

0

0 1 2 3 4 5 61/2 da Largura [mm]

Tens

ão R

esid

ual σ

y [M

Pa]

Jacto de água F6Jacto de água F4Maquinado F2Maquinado F14Maquinado F15

1Figura 4.5 – Distribuição da tensão residual no sentido transversal

Apesar de termos uma pequena diferença na distribuição de tensões residuais de

compressão na superfície relativamente maior nos provetes processados por corte por jacto de água

60

como mostram as figuras 4.4 e 4.5, excepto no provete F2 maquinado que apresenta uma

distribuição de tensão residual de compressão bastante elevada, isto devido ao facto do provete F2

ter sido processado com parâmetros de corte diferente. Os provetes processados por maquinagem

(fresagem) apresentam uma resistência à fadiga maior que os provetes processados por jacto de

água (ver figura 4.3). Isto deve-se à pequena diferença na distribuição da tensão residual de

compressão na superfície entre os dois processos de corte na maioria dos provetes em estudo e da

existência de outros factores concorrentes que aumentam ou reduzem a vida à fadiga nos materiais

processados por jacto de água ou fresagem, o que torna difícil quantificar individualmente com maior

rigor a influência da tensão residual na vida à fadiga destes provetes [59][64].

4.3 – Análise metalográfica

As Figuras 4.6 e 4.7 de acordo com as ref.ª [81][82], mostram as microestruturas das

superfícies de corte do aço DP600 processada por jacto de água e maquinagem respectivamente, as

mesmas são constituídas de martensite (mais escura), perlite (preta) dispersas numa matriz de

Ferrite (mais clara).

Figura 4.6 – Microestrutura da superfície de corte processada por jacto de água, após o ataque com

2% nital e Na2S2O5, 400x

Figura 4.7 – Microestrutura da superfície de corte processada por fresagem, após o ataque com 2%

nital e Na2S2O5, 400x

61

Apesar do processo de laminagem a microestrutura inicial do aço, apresenta os grãos com

formatos e tamanhos pouco diferenciados, conforme pode ser visto nas figura 4.8 e 4.9. Observam-

se, entre os grãos de ferrite, pequenas regiões de perlite.

Figura 4.8 – Microestrutura do bordo de corte do provete na superfície perpendicular à superfície de

corte do provete, ataque picral, 200x

Figura 4.9 – Microestrutura da zona central do provete na superfície perpendicular à superfície de

corte do provete, ataque picral, 100x

Observando as figuras 4.6 a 4.9, nota-se que não existe uma grande diferença nas

proporções das fases existentes na microestrutura das superfícies de corte e na superfície

perpendicular à superfície de corte dos dois processos.

O corte por fresagem não alterou de forma significativa a microestrutura do aço na superfície

de corte, mas aumentou relativamente a sua resistência mecânica, através dos mecanismos de

endurecimento por deformação plástica, daí a sua maior resistência à fadiga comparativamente aos

provetes processado por jacto de água como mostra a figura 4.3.

62

4.4 – Análise dos defeitos superficiais

As figuras 4.10 e 4.11 mostram a superfície de corte dos provetes processados por maquinagem

(fresagem) e por jacto de água.

Figura 4.10 – Superfície de corte processada por maquinagem (fresagem)

Figura 4.11 – Superfície de corte processada por jacto de água

Visto que na ausência de defeitos internos significativos, as roturas começam como se sabe,

na superfície da peça ou provete onde se irá nuclear a fissura [28][56].

Na figura 4.10 é fácil identificar na superfície de corte as marcas da ferramenta, ou seja, a

direcção das marcas da ferramenta com uma orientação ou perfil periódico visto que os sulcos têm

direcções definidas. Neste caso os sulcos introduzem concentração de tensões e são os locais

preferenciais para o início da fissura. Este tipo de textura é predominante no corte por fresagem e a

escolha do tipo de ferramenta e parâmetros de corte a usar podem definir uma maior ou menor

profundidade dos sulcos no material a cortar, garantindo assim um melhor acabamento superficial, o

que proporciona uma maior vida à fadiga.

63

Na figura 4.11 já é mais difícil identificar um único tipo de textura ou defeitos, visto que, a

superfície de corte apresenta irregularidades aleatórias, tais como buracos, depressões, fissuras e

riscos resultantes da passagem aleatória dos abrasivos de corte de granulometria grosseira no

material na altura do processamento do corte, o que proporcionou um mau acabamento superficial

nos provetes. O efeito da velocidade de translação e do tipo de abrasivo utilizado é importante para a

qualidade do acabamento superficial. Porque uma redução da velocidade de translação origina uma

superfície com melhor acabamento enquanto que um abrasivo de maior dureza e menor diâmetro

(granulometria) origina também uma melhor qualidade da superfície de corte [23][24]. Outro

parâmetro que tem um efeito considerável no acabamento superficial é o número de passagens. A

um maior número de passagem está associada uma melhor qualidade de acabamento [23][24].

4.5 – Análise Numérica

As figuras 4.12 e 4.14 apresentam a comparação da distribuição da tensão num provete

maquinado sujeita a uma solicitação estática axial de tracção no regime linear elástico sem e com

inclusão da distribuição da tensão residual determinada experimentalmente. Nas figuras 4.13 e 4.15

temos a comparação gráfica da distribuição de tensões sem e com tensão residual incluída na secção

em estudo (ver figura 3.6)

Figura 4.12 – Comparação da distribuição de tensões de von Mises no provete F2 processado por

maquinagem: a) sem a distribuição tensões residuais, b) com a distribuição de tensões residuais

incluídas

64

0

50

100

150

200

250

300

0 1 2 3 4 5 6

1/2 da largura do provete [mm]

Tens

ão [M

Pa]

tenão residual não incluída

Tensão residual incluída

Figura 4.13 – Comparação gráfica da distribuição de tensões de von Mises para uma carga de 95%

da carga de cedência do provete F2 processado por maquinagem (σC = 377 MPa)

Figura 4.14 – Comparação da distribuição de tensões de von Mises no provete F4 processado por

jacto de água: a) sem a distribuição tensões residuais, b) com a distribuição de tensões residuais

incluídas

0

50

100

150

200

250

300

0 1 2 3 4 5 6

1/2 da largura do provete [mm]

Tens

ão [M

Pa]

tenão residual não incluída

Tensão residual incluída

Figura 4.15 – Comparação gráfica da distribuição de tensões de von Mises para uma carga de 95%

da carga de cedência do provete F4 processado por jacto de água (σC = 377 MPa)

65

Observando as figuras 4.12 a 4.15, nota-se uma diminuição da distribuição de tensões total

na superfície do provete na zona em estudo resultante da inclusão da distribuição de tensões

residuais de compressão devido a sobreposição da tensão aplicada e a tensão residual existente, o

que implica que na realidade a solicitação imposta ao provete será a diferença (no caso de tensões

residuais de compressão e solicitações de tracção) entre a tensão aplicada e a tensão residual

existente no provete. Daí os provetes em estudo só romperem com a aplicação de cargas superiores

a carga de cedência do material [64]. É de salientar que na análise por elementos finitos neste estudo

não foi considerado o efeito da rugosidade nas superfícies de corte dos provetes. Dependendo do

grau da rugosidade, esta pode alterar significativamente os resultados obtidos na análise por

elementos finitos.

66

CAPÍTULO 5 – CONCLUSÕES E SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS

5.1 – Conclusões

No ensaio à fadiga observa-se uma resistência relativamente maior nos provetes obtidos

por fresagem comparativamente aos provetes obtidos por jacto de água e esta diferença na

resistência à fadiga deve-se ao mau acabamento superficial imposto na superfície de corte dos

provetes processados por jacto de água e ao encruamento imposto pelo processo de corte por

fresagem na superfície de corte dos provetes através do mecanismo de deformação plástica,

aumentando assim a sua resistência à fadiga. E é salientar que tanto os provetes processados por

jacto de água e os processados por fresagem não sofrem rotura por fadiga quando solicitados com

uma carga máxima igual ou menor que a tensão de cedência do material à tracção, devido as

tensões residuais de compressão introduzidas no material durante o processo de fabrico (laminagem

a frio).

Se o corte por jacto de água não introduz tensões no material como é citado em diversas

literaturas, então os resultados obtidos na medição das tensões residuais nos leva a concluir que o

corte por fresagem pode introduzir tensões residuais de compressão (benéfica para fadiga) ou

tensões residuais de tracção (nociva para fadiga), dependendo dos parâmetros de corte à utilizar.

A presença da tensão residual de compressão na superfície dos provetes beneficia a

resistência à fadiga dos mesmos, embora seja difícil quantificar com precisão esta influência devido a

existência de outros factores que afectam à fadiga.

No processo de corte por jacto de água a microestrutura não sofre modificações ao passo

que no processo de corte por fresagem isso já não é verdade, visto que, neste processo a maior ou

menor variação da microestrutura está amplamente ligada as condições de corte. Nas condições de

corte com que foram obtidos os provetes em estudo não tivemos variações significativas em relação a

microestrutura inicial do material, embora tenha havido um relativo aumento da resistência à fadiga

devido ao mecanismo de endurecimento por deformação plástica.

O desconhecimento das tensões residuais existentes no material pode levar a situações

catastróficas para o componente ou estrutura na presença de tensões residuais de tracção, dado que

a aplicação de uma tensão no regime linear elástico pode-se converter na realidade numa solicitação

acima da tensão de cedência do componente ou estrutura.

Quanto ao acabamento superficial, este parâmetro é de capital importância nos

componentes sujeitos a solicitações de fadiga dado que um mau acabamento tende a acelerar a

67

nucleação da fissura. Os acabamentos obtidos tanto na fresagem como no corte por jacto de água

neste estudo apesar de cada processo apresentar uma superfície característica, ainda podem ser

melhorados, bastando para isso alguns ajustes nos parâmetros de corte por fresagem, e a utilização

de abrasivos mais finos e mais passagens no corte por jacto de água.

5.2 – Sugestões para trabalhos futuros

Determinação da distribuição de tensões por via numérica na vizinhança dos bordos de

corte contabilizando não só as tensões residuais mas também a rugosidade introduzida pelo

processo de corte.

Observação das superfícies de fractura dos provetes no microscópio electrónico de

varrimento.

Medição de durezas e microdurezas na superfície de corte dos provetes.

Estudar a influência dos parâmetros de corte, no processo de corte por fresagem e no

processo de corte por jacto de água, nas tensões residuais introduzidas no material.

Estudar a influência do processo de corte por laser no comportamento à fadiga e compara-

lo com os resultados obtidos no corte por jacto de água e corte por fresagem.

68

REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

[1] Endereço electrónico: http://www.aloha.net/~icarus/

[2] N. E. Dowling, “Mechanical Behaviour of Materials”, Prentice Hall, 1st Edition, New Jersey, 1993.

[3] High-strength structural and high-strength low-alloy steels. : ASM, 1990. v. 1: Properties and

selection: irons, steels and high-performance alloys pp. 293-313.

[4] A. J. Abdalla, C. M. Neto, T. M. Hashimoto, W. A. Monteiro, “Optimization of the Mechanical

Properties of a Low-Carbon Steels by Formation of a Multiphase Microstructure”, Congresso

Internacional de Tecnologia Da Mobilidade, São Paulo: SAE do Brasil, 2001.

[5] R. G. Davies, On the Ductility of Dual Phase Steels: Formable HSLA and Dual-Phase Steels.

[6] A. J. Abdalla, W. A. Monteiro, “Modelo de Discordâncias em um aço ARBL Submetido à Fadiga”,

Congresso Ibero-americano de Metalurgia e Materiais, Havana, Cuba, 2006.

[7] A. J. Trowsdale, S. B. Pritchard, “Dual Phase Steel – High Strength Fasteners Without Heat

Treatment”, Corus Construction & Industrial, UK

[8] G. R. Speich, Physical Metallurgy oh Dual-Phase Steels.: Fundamentals of Dual-Phase Steels,

pp.3-46.

[9] G. R. Speich, “Dual-Phase Steels: Properties and Selection: irons, steels and high-performance

alloys”, ASM, v. 1, 1990.

[10] Sandvik Coromant, Milling, In: Modern Metal Cutting, 1st English ed. Suiça: Tofters Tryckery AB,

cap. 10, 1994.

[11] A. E. Diniz, F. C. Marcondes, L. N. Coppini, “Tecnologia da Usinagem dos Materiais”, 3rd Edition,

São Paulo, Artliber, cap. 9, 2001.

[12] E. Paul DeGarmo, “Materials and Processes in Manufacturing”, Collier Macmillan International

Editions, 5th Edition, 1979.

[13] A. W. Ronald, “McGraw-Hill Machining and Metalworking Handbook”, McGraw-Hill, 2nd Edition.

[14] Jorge Rodrigues, “Fresagem”, Folhas de Tecnologia dos Processos de Corte, 2006.

[15] D. Ferraresi, “Usinagem dos Metais”, Associação Brasileira de Metais, São Paulo, 1972.

[16] A. Correia Da Cruz, João Carreira, “Ensaios Mecânicos”, ISQ, 1992.

[17] S. Petitjean, J. Mendez, “Influence of Surface Finish on High Cycle Fatigue Behaviour of a 304L

Austenitic Stainless Steel”, SAE International, pp. 123 – 130, 2001.

[18] F. M. Braz Fernandes, “Tensões Residuais em Tratamentos Térmicos”, 2003.

[19] Aditya Modgil, “Effects of Speed Machining on Surface Topography of Titanium Alloy (Ti6Al4V)”,

Tese de Mestrado da Universidade da Florida, 2003.

[20] Endereço electrónico: www.flowcorp.com.

[21] J. F. Oliveira Santos, L. Quintino, R. M. Miranda, “Processamento de Materiais por Feixe de

Electrões Laser e Jacto de Água”, ISQ, 1991.

[22] David A. Summers, “Waterjetting Technology”, Taylor & Francis, 1995.

[23] M. Hashish, “Experimental Studies of Cutting with Abrasive Waterjets”, Flow Industries, Inc.,

Kent, Washington, 1985.

69

[24] M. Hashish, “Milling With Abrasive-Waterjets: A Preliminary Investigation”, Flow Research

Company, Kent, Washington, 1986.

[25] C.A.R.P. Baptista, “Estudo do Comportamento em Fadiga Oligocíclica da Liga Ti-13V-11Cr-3Al”,

Revista Matéria, v. 9, n. 4, pp. 305 – 314, 2004.

[26] American Society for Testing and Materials. E-3. “Standart guide for preparation on

metallographic specimens”, Philadelphia, 2001. 12p.

[27] C. M. Branco, J. D. Costa, J. A. Ferreira, A. S. Ribeiro, “Projecto de Órgãos de Máquinas”,

Fundação Calouste Gulbenkian, 2005.

[28] C.M. Branco, “Mecânica dos Materiais”, Fundação Calouste Gulbenkian, 4ª Edição, 2006.

[29] Branco C.M., Fernandes A.A., Tavares de Castro, “Fadiga de Estruturas Soldadas”, Fundação

Calouste Gulbenkian, 2ª Edição, 1999.

[30] Pedro M.F. Duarte, “Projecto à Fadiga de uma Junta Articulada para Carruagens”, Tese de

mestrado da Universidade Técnica de Lisboa, 2004.

[31] Richard W. Hertzberg, “Deformation and Fracture Mechanics of Engineering Materials”, 4th

Edition, New York, John Wiley & Sons, pp. 521 – 578, 1996.

[32] Taylor M. I. Fonseca Jr., “Métodos de Previsão da Curva Deformação-vida em Fadiga para as

Ligas de Alumínio AA6261-T6 e AA6351-T6”, Tese de Mestrado da Universidade Estadual de

Campinas, 2003.

[33] M. A. Mayers, K. K. Chawla, “Mechanical Behaviour of Materials”, Prentice Hall, 1st Edition, Cap.

14, 1999.

[34] William D. Callister, Jr., “Materials Science and Engineering: an Introduction”, John Wiley &

Sons, New York, 2006.

[35] William F. Smith, “Princípios de Ciência e Engenharia dos Materiais”, Mc. Graw-Hill de Portugal

Lda, Lisboa, 3ª Edição, 1998.

[36] D. F. Socie, G. B. Marquis, “Multiaxial Fatigue”, SAE. Warrendale, PA. 2000.

[37] Charles C.S. Yen, “Metal Fatigue: Theory and Design”, Angel F. Madayag, 1969.

[38] G. E. Dieter, “Mechanical Metallurgy”, SI Metric Edition, McGraw-Hill, pp. 375 – 398, 1988.

[39] N. Willems, J. T. Easley, S. T. Rolfe, “Resistência dos Materiais”, São Paulo, McGraw-Hill do

Brasil, 1983

[40] Endereço Electrónico: http://www.iberisa.com/soporte/fadiga/intro.htm

[41] J.E. Maneschy, “Mecânica da fractura – teoria e aplicações”, Rio de Janeiro, Eletrobrás

Termonuclear S.A., 1999.

[42] A. Garcia, J. A. Spim, C. A. Santos, “Ensaios dos materiais”, Rio de Janeiro, Livros Técnicos e

Científicos Editora S.A., Cap. 8: Ensaio de fadiga, p.129-153, 2000.

[43] S. Suresh, “Fatigue of Materials” 2nd Edition, Cambridge, 1998.

[44] C. Amzallag, B. N. Leis, P. Rabbe, “Low-Cycle Fatigue and Life Prediction”, ASTM STP 770,

1982.

[45] Robert L. Norton - Machine Design: An Integrated Approach, 2nd Edition, 1998.

[46] T. G. Viana, L. B. Godefroid, “Caracterização do Fechamento de Trinca de Fadiga numa Liga Al

7475 Pré-deformada e com Shot Peening”, Revista Matéria, v. 10, n. 3, pp. 454 – 462, 2005.

70

[47] M. Nyström, B. Karlsson, J. Wasén, Fatigue crack growth stainless steels. Duplex Stainless

Steels´91, v.2, pp.795-802, 1992.

[48] T.L. Anderson, “Fracture mechanics: fundamentals and applications”, 2nd Edition, Boca Raton:

CRC Press, 1995.

[49] S. Suresh, R. O. Ritchie, “Near-threshold Fatigue Crack Propagation: A Perspective on the Role

of Crack Closure”, Fatigue Crack Growth Threshold Concepts, AIME, pp. 227-261, 1984.

[50] J. C. Newman Jr., “The Merging of Fatigue and Fracture Mechanics Concepts: A Historical

Perspective”, Progress in Aerospace Sciences 34 (1998) 347 – 390.

[51] B. Griffiths, “Manufacturing Surface Technology” Surface integrity & functional performance,

London: Penton Press, 2001.

[52] E. Girault, P. Jacques, Ph. Harlet, K. Mols, J. Van Humbeeck, E. Aernoudt, F. Delannay,

“Metallografhic Methods For Revealing the Multiphase Microstructure of Trip – Assisted Steels”,

Materials Characterization, v.40, pp. 111-118, 1998.

[53] F. S. LePera, “Improved etching technique to emphasize martensite and bainita in high-strength

dual-phase steel”, Journal of Metals, pp 38-39, march, 1980.

[54] Howard E. Boyer, “Atlas of Fatigue Curves”, American Society for Metals, 1986.

[55] Machinability Data Center, “Machining Data Handbook”, Machinability Data Center, Cincinnati

Ohio, 3rd Edition, v. 2, 1980.

[56] J. A. Collins, “Failure of Materials in Mechanical Design: Analysis Prediction Prevention”, John

Wiley & Sons, 1981.

[57] Milton C. Shaw, “Metal Cutting Principles”, Oxford University, 2nd Edition, 2004.

[58] Jian Lu, “Handbook of Measurement of Residual Stresses”, Society for Experimental Mechanics,

1996.

[59] F.C.S. Cordovil, “Desenvolvimento de um Dispositivo para Simulação Experimental de Tensões

Residuais por Carregamento Mecânico”, Tese de Mestrado da Universidade Federal de Santa

Catarina, 2001.

[60] Jorge Rodrigues, Paulo Martins, “Tecnologia Mecânica: Tecnologia da Deformação Plástica”, v.

1, Escolar Editora, 2005.

[61] L. J. Ebert, “The Role of Residual Stresses in the Mechanical Performance of Case Carburized

Steels”, Metallurgical Transactions A, v. 9, pp. 1537 – 1551, 1978.

[62] J. E. LaRue, S.R. Daniewicz, “Predicting the Effect of Residual Stress on Fatigue Crack Growth”,

International Journal of Fatigue, v.29, n.3, pp. 508 – 515, 2007.

[63] R. Hambli, A. Poliron, “Finite Element Modelling of Sheet-metal Blanking Operations with

Experimental Verification”, Journal of Materials Processing Technology, v.102, pp. 257 – 265, 2000.

[64] Serope Kalpakjian, “manufacturing processes for engineering materials”, Addison-Wesley

Publishing Company, 3rd Edition, 1997.

[65] Physique & Industrie, Endereço Electrónico: http://physiqueindustrie.com/residual_stress.php.

[66] P. J. A. Withers, "Overview: Residual Stress. Part 1: Measurement Techniques", Journal of

Materials Science and Technology, v.17, pp. 355 – 365, Apr., 2001.

71

[67] P. J. A. Withers, "Overview: Residual Stress. Part 2: Nature and Origins ", Journal of Materials

Science and Technology, v.17, pp. 366 – 375, Apr., 2001.

[68] Endereço Electrónico: http://fisica.fc.ul.pt/~mmartins/fatomica/pdf/Cap2.pdf.

[69] J. Lu, D. Retraint, “A Review of Recent Developments and Applications in the Field of X-Ray

Diffraction for Residual Stress Studies”, Journal of Strain Analysis, v. 33, n. 2, pp. 127 – 136, 1998.

[70] B. D. Cullity, “Mechanical Mettalurgy”, S.I. Metric Edition, McGraw-Hill London 1988.

[71] M. F. Campos, R. Machado, T. Hirsch, “Tensões Residuais em Aços Avaliadas por Difracção de

Raios-X: Diferença entre Micro e Macro Tensões Residuais”, III Workshop Sobre Textura, São Paulo,

pp. 115 – 131, 2006.

[72] Frederico Ozanan Neves, “Análise das Tensões Residuais em Tubos Trefilados de Aço Inox

ABNT 304”, Tese de Doutoramento da Universidade Estadual de Campinas, 2003.

[73] Paul Van Houtte, S. He, F. Mei, A. Sarban, “Residual Stress Determination in Cold Drawn Steel

Wire by FEM Simulation and X-Ray Diffraction”, Materials Science and Engineering, pp. 205 – 212,

2002.

[74] J. Scarminio, “Propriedades mecânicas em filmes de Nb/Pb”, Tese de Doutoramento do Instituto

de Física Gleib-Wataglin, 1989.

[75] D. A. Tanner, J. S. Robinson, “Residual stress prediction and determination in 7010 aluminum

alloy forgings”, Experimental Mechanics, v. 40, n. 1, pp. 75 – 82, March, 2000.

[76] Elson Lima de Albuquerque, “Investigação Sobre a Variabilidade da Resposta Dinâmica de

Painéis Reforçados”, Tese de Mestrado da Universidade Estadual de Campinas, 2005.

[77] J. N. Reddy, “An Introduction to the Finite Element Method”, McGraw-Hill, 3rd Edition, 2006.

[78] Remo M. Souza, “O Método dos Elementos Finitos Aplicado ao Problema de Condução de

Calor”, Sebenta, 2003.

[79] T. R. Yánez, Y. Houbaert, A. Mertens, “Characterization of Trip- Assisted Multiphase Steel

Surface Topography by Atomic Force Microscopy”, Materials Characterization, Oxford, v. 47, pp. 93 –

104, Jun.2001.

[80] Endereço electrónico: www.ansys.com

[81] Metals Handbook, “Metallography and Microstructures”, ASM Handbook Committee, Vol. 9, 9th

Edition.

[82] Metals Handbook, “Atlas of Microstructures of Industrial Alloy”, ASM, Vol. 7, 8th Edition, 1972.

[83] Diana A. Lados, Diran Apelian, J. K. Donald, “Fracture Mechanics Analysis for Residual Stress

and Crack Closure Corrections”, International Journal of Fatigue, v. 29, pp. 687 – 694, 2007.

[84] N. E. Dowling, “Mechanical Behaviour of Materials”, Prentice-Hall, 2nd Edition, New Jersey, 1999.

[85] Jorge T. B. Lopes, “Influência da Presença de Fases Frágeis e da Temperatura nas

Propriedades de Propagação de Trincas por Fadiga do Aço Inoxidável Duplex UNS S31803”, Tese de

Doutoramento da universidade Estadual de Campinas, 2006.

[86] A. K. Panda, P. K. Ray, R. I. Ganguly, “Effect of Thermomechanical Treatment Parameters on

Mechanical Properties of Duplex Ferrite-Martensite Structure in Dual Phase Steel”, Material Science

and Technology, Vol. 16, 2000.

72

[87] A. A. El-Domiaty, A. A. Abdel-Rahman, “Fracture mechanics-based modelo of abrasive waterjet

cutting fof brittle materials”, The International Journal of Advanced Manufacturing Technology, v. 13,

n. 3, March, 1997.