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Capítulo 3 – Fadiga dos metais 415 MÓDULO QUATRO – Capítulo 3: FADIGA DOS METAIS Fadiga [1, 2, 3] é o processo progressivo e localizado [4 - 10] de falha de um material, sob carregamento cíclico. Cerca de 80 a 90% das falhas [8, 9, 11, 12 - 14] que ocorrem em componentes e/ou estruturas são causadas por fadiga. Afeta, portanto, qualquer componente que se move e/ou que esteja sob solicitação cíclica, tais como automóveis nas estradas, aviões (principalmente as asas e a junção dessas com a fuselagem) em pleno vôo, pontes sob veículos, navios em alto mar, sob o impacto das ondas [15]. Alguns parâmetros importantes em fadiga, conforme ilustrados na Figura 3.1, podem ser definidos da seguinte maneira: - faixa de tensão, ∆σ = σ máx - σ min (3.1) - amplitude de tensão, σ a = (σ máx - σ min )/2 (3.2) - tensão média, σ m = (σ máx + σ min )/2 (3.3) - razão de tensão, R = σ min /σ máx . (3.4) Figura 3.1 – Esquema representando os parâmetros de fadiga[1, 2]. 3.1 – Abordagem pela Curva de Wöhler O comportamento em fadiga é bastante estudado através da curva de Wöhler ou S-N, onde S e N são a tensão alternada aplicada e o número de ciclos para a fratura (vida em fadiga), respectivamente. O ensaio de fadiga que gera a curva S x N está padronizado pela ASTM através da norma E 466-82: Conducting Constant Amplitude Axial Fatigue Tests of Metallic Materials. Nesse ensaio a característica principal é a tensão limite de resistência à fadiga - σ aLRF , que consiste no valor de tensão abaixo do qual o material não se fratura por fadiga. A Figura 3.2 ilustra de modo esquemático uma curva S x N para uma liga ferrosa (A) e não ferrosa (B). Note nessa figura que o aço apresenta um patamar (σ aLRF ) enquanto que o mesmo não se verifica na liga não ferrosa.

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Capítulo 3 – Fadiga dos metais

415

MÓDULO QUATRO – Capítulo 3:

FADIGA DOS METAIS Fadiga [1, 2, 3] é o processo progressivo e localizado [4 - 10] de falha de um material, sob carregamento cíclico. Cerca de 80 a 90% das falhas [8, 9, 11, 12 - 14] que ocorrem em componentes e/ou estruturas são causadas por fadiga. Afeta, portanto, qualquer componente que se move e/ou que esteja sob solicitação cíclica, tais como automóveis nas estradas, aviões (principalmente as asas e a junção dessas com a fuselagem) em pleno vôo, pontes sob veículos, navios em alto mar, sob o impacto das ondas [15].

Alguns parâmetros importantes em fadiga, conforme ilustrados na Figura 3.1, podem ser definidos da seguinte maneira:

- faixa de tensão, ∆σ = σmáx - σmin (3.1)

- amplitude de tensão, σa = (σmáx - σmin)/2 (3.2)

- tensão média, σm = (σmáx + σmin)/2 (3.3)

- razão de tensão, R = σmin/σmáx. (3.4)

Figura 3.1 – Esquema representando os parâmetros de fadiga[1, 2].

3.1 – Abordagem pela Curva de Wöhler

O comportamento em fadiga é bastante estudado através da curva de Wöhler ou S-N, onde S e N são a tensão alternada aplicada e o número de ciclos para a fratura (vida em fadiga), respectivamente.

O ensaio de fadiga que gera a curva S x N está padronizado pela ASTM através da norma E 466-82: Conducting Constant Amplitude Axial Fatigue Tests of Metallic Materials. Nesse ensaio a característica principal é a tensão limite de resistência à fadiga - σaLRF, que consiste no valor de tensão abaixo do qual o material não se fratura por fadiga. A Figura 3.2 ilustra de modo esquemático uma curva S x N para uma liga ferrosa (A) e não ferrosa (B). Note nessa figura que o aço apresenta um patamar (σaLRF) enquanto que o mesmo não se verifica na liga não ferrosa.

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MÓDULO QUATRO – Resistência Mecânica

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Figura 3.2 - Curva esquemática tensão (S) versus número de ciclos (N); (A) Liga ferrosa e (B) liga não

ferrosa. σaLRF é a tensão limite de resistência à fadiga [1].

A Figura 3.3 também é esquemática e serve de suporte para uma breve análise sobre a curva de Wöhler.

Figura 3.3 - Esquema de uma curva de Wöhler para aços [1].

Conforme norma ASTM E 466 – 82, o CP para plotar a curva S-N é liso, sendo que a área hachurada, mostrada na Figura 3.3 representa a dispersão de resultados que pode ocorrer. Contudo, ao ensaiar um CP com entalhe essa dispersão é diminuída.

A área 1 representa a região da fadiga de baixo ciclo (FBC), que ocorre para tensões elevadas e uma vida em fadiga pequena.

O círculo 2, próximo a σaLRF representa a região da fadiga de alto ciclo (FAC), que ocorre para tensões menores e com uma vida em fadiga bem maior. A assíntota implica que existe um valor de S para o qual o material não rompe por fadiga.

Essa metodologia proposta por Wöhler (1860/1870) apresenta algumas desvantagens [3, 16]:

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Capítulo 3 – Fadiga dos metais

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• dificuldade de distinguir claramente entre os estágios de iniciação e de propagação de trinca;

• dispersão de resultados;

• dificuldade na previsão da falha de partes críticas em fadiga.

Contudo, é a mais indicada para o estudo do processo de iniciação da trinca de fadiga (uma vez que parte de um CP liso) e quando se objetiva encontrar o σaLRF, o qual é um parâmetro muito importante em fadiga e que delimita, conforme as condições de ensaio empregadas, a amplitude de tensão abaixo da qual o material não fratura ciclicamente.

A etapa de iniciação da trinca é importante para a fadiga, pois a mesma compreende cerca de 80 a 90% da vida do material [9, 16, 17, 18, 19 – 21]. Apesar desse consenso, Suresh [18] faz a ressalva de que a fração de vida em fadiga para iniciar uma trinca pode variar de 0%, para amostras contendo severas concentrações de tensões ou defeitos superficiais a mais que 80%, para amostras de materiais de alta pureza, lisas e livres desses defeitos.

3.2 – Estimativa da Tensão Limite de Resistência à Fadiga

A tensão limite de resistência à fadiga (σaLRF) varia conforme o material, o acabamento superficial [9, 12, 16, 22 - 25], dentre outros fatores. Costuma-se, contudo, estimar o seu valor, em função do σLR. Por exemplo, para aço microligado ao V-Nb [22], com acabamento superficial por polimento e superfície como laminada, a relação σaLRF/σLR assume os valores 0,48 e 0,54, respectivamente.

Ressalta-se que o valor de 0,5 para a relação σaLRF/σLR, que algumas pesquisas [12, 16, 23, 25] apresentam para os aços, é conservativo, uma vez que não leva em consideração fatores como: tipo de carregamento, tamanho da amostra, microestruturas diferentes. Contudo, para um aço com uma determinada microestrutura (ferrita + perlita, por exemplo), essa poderá apresentar valores diferentes para a relação σaLRF/σLR [12, 21, 26]. Essa variação pode ser decorrente, por exemplo, de alterações nas proporções das fases presentes, para a mesma microestrutura.

3.2.1 – Critérios para Estimar a Tensão Limite de Fadiga A σaLRF pode ser expressa como uma fração do σLR ou do σLE, conforme mostra a Figura 3.4 [27]. Essa figura apresenta os resultados experimentais em aços e ligas de alumínio, segundo três critérios diferentes: parábola de Gerber (proposta por volta de 1870), reta de Goodman (1900) e finalmente a reta de Soderberg (1930). Esses critérios são importantes, pois algumas pesquisas [11, 27] afirmam que a maioria dos dados experimentais estão compreendidos entre a parábola de Gerber e a reta de Goodman. Contudo, tais pesquisas [11, 27] não afirmam se esses pontos se referem a CP’s que fraturaram ou não por fadiga. As expressões desses critérios estão abaixo apresentadas.

Critério de Soderberg: ⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛−=σσσσLE

maLRFa 1 (3.5)

Critério de Goodman: ⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛−=σσσσLR

maLRFa 1 (3.6)

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MÓDULO QUATRO – Resistência Mecânica

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Critério de Gerber: ⎟⎟⎟

⎜⎜⎜

−= ⎟⎠

⎞⎜⎝

⎛σσσσLR

maLRFa

2

1 (3.7)

Desses critérios, o de Soderberg é o mais conservativo, uma vez que o máximo valor que σm pode assumir é σLE.

As solicitações em fadiga caracterizam-se, em geral, por um conjunto de valores σm e σa. Se σmáx = σmin, σa = 0 e a tensão média, σm deve ser menor que σLE e σLR. Por outro lado, se σm = 0, σa não deve, em princípio, exceder a σaLRF.

Figura 3.4 - Resultados experimentais em aços e ligas de alumínio, segundo os critérios de Soderberg, Goodman e Gerber [27].

3.3 – Fadiga de Baixo Ciclo A fadiga de baixo ciclo (FBC) e a fadiga de alto ciclo (FAC) são melhor compreendidas por meio da análise de uma curva ε - Nf esquemática.

Aichbhaumik [28], ao estudar um aço microligado ao Nb, cujas amostras foram retiradas de uma mesma bobina verificou que em FBC o comportamento desse material é insensível a variáveis, tais como espessura, composição química e posição da bobina, sendo similar aos resultados obtidos para o material sem pré-deformação.

A FBC ocorre em baixos ciclos (<105 [15] ou < 103 [29]), onde as deformações plásticas são mais significativas que as elásticas, conforme mostra a Figura 3.5.a [8]. A FAC ocorre acima de 103 ou 105 ciclos e é caracterizada por apresentar deformações elásticas maiores que as plásticas.

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Capítulo 3 – Fadiga dos metais

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Figura 3.5.a – Curva esquemática Amplitude de Deformação versus Vida, apresentando além da curva total (∆ε/2), as componentes elástica (∆εe/2) e plástica (∆εp/2). εp e εe significam domínio da deformação

plática e elástica, respectivamente [8].

Meyers e Chawla [11] relatam que Manson e Hirschberg mostraram que para um material sujeito a uma faixa de deformação ∆εt (elástica + plástica) pode-se determinar a resistência à fadiga por uma superposição dos componentes de deformação elástico e plástico. Dessa forma, a expressão (3.8), apresentada a seguir reúne, segundo a notação de Morrow [11], as parcelas elástica (∆εe/2) e plástica (∆εp/2) das curvas representadas na figura anterior. Ressalta-se ainda que o componente elástico da deformação é descrito pela equação de Basquin (proposta em 1910) [8], enquanto o componente plástico é descrito pela relação de Manson-Coffin (1960) [8, 11, 30].

( ) ( )NN ffE

c

f

bfpe 22 '

'

222εε σεε +=+=

∆ ∆∆ (3.8)

∆εe/2 é a amplitude de deformação elástica; σ’f, o coeficiente de resistência à fadiga, igual ao

intercepto de tensão para 2Nf = 1; Nf, o número de ciclos para falha; b, o expoente de resistência à fadiga; ε’

f, o coeficiente de ductilidade em fadiga, igual ao intercepto de deformação em 2Nf = 1 e c, o expoente de ductilidade em fadiga. As expressões para calcular b e c são:

( )( )'' 51 nnb +−= (3.8)

( )( )'511 nc +−= (3.9)

onde n’ é o coeficiente de encruamento cíclico.

Ressalta-se que as duas expressões acima, ou seja, (3.8) e (3.9) devem-se a Morrow [11]. Sandor [15] ainda apresenta que para muitos metais sujeitos à FBC c varia entre – 0,5 e – 0,7.

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MÓDULO QUATRO – Resistência Mecânica

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3.4 – Fadiga Controlada por Tensão e por Deformação

À medida que a deformação plástica diminui e torna-se tão pequena, que requer a utilização de instrumentos de grande precisão, a vida em fadiga (N) aumenta. A solução para esse problema consiste em usar controle de tensão em longas vidas e plotar uma deformação elástica ou total calculada versus a vida.

Sandor [15] comenta que na FBC os testes são complicados, apresentam muitas informações e muita plasticidade cíclica, decorrente da parcela de deformação plástica ser, nessa região, sempre maior que a de deformação elástica. Na FAC ocorre o contrário, ou seja, os testes são simples, há poucas informações e a deformação elástica é maior que a plástica.

Portanto, utiliza-se o controle por deformação quando o processo de fadiga é dominado por deformação plástica, o que ocorrerá na região da FBC, enquanto o controle por tensão é empregado quando a deformação elástica é a parcela mais significativa, ou seja, na região da FAC.

Contudo, em ensaios que não objetivam quantificar tais parcelas de deformação, o controle por tensão é o procedimento mais recomendável, por ser de execução mais simples.

3.5 – Comportamento em Fadiga de Materiais Mecanicamente Dúcteis, Tenazes e Resistentes

Ao selecionar um material para determinado serviço deve-se lembrar que aqueles que apresentam um comportamento dúctil [15] são melhores para resistirem a deformações plásticas cíclicas, sem fraturarem. Ou seja, materiais dúcteis [8, 15, 30] são melhor indicados para solicitações cíclicas que ocorram na região de FBC, enquanto que materiais resistentes apresentam melhor desempenho em FAC. Contudo, um material tenaz é ideal, porque apresenta, quando sujeito a solicitações cíclicas, um comportamento intermediário entre os materiais mecanicamente dúcteis e resistentes. A Figura 3.5.b [30] ilustra esquematicamente os comportamentos em fadiga de materiais mecanicamente dúcteis, tenazes e resistentes.

Figura 3.5.b – Esquema representando o comportamento cíclico de materiais mecanicamente dúcteis, tenazes e resistentes [30].

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Capítulo 3 – Fadiga dos metais

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3.6 – Fatores que exercem Influência sobre a Fadiga

Vários são os fatores que exercem influência sobre o processo de fadiga, podendo ser, contudo, associados: ao material, ao processamento empregado na produção do material, à forma de carregamento cíclico e ao acabamento superficial.

3.6.1 – Fatores associados ao Material

3.6.1.1 – Influência da Microestrutura Conforme visto anteriormente no item 3.2, algumas pesquisas [12, 21, 26] mostram que a microestrutura exerce influência direta sobre o σaLRF. Breen e Wene [12], por exemplo, expõem que para uma microestrutura martensítica, a relação σaLRF/σLR é de 0,26 a 0,30, ao passo que uma microestrutura completamente revenida apresenta variação entre 0,55 e 0,62. Ressalta-se que esses dados foram obtidos para aços na faixa de 0,40 %C [12].

Quanto ao valor de 0,5 para a relação σaLRF/σLR, apesar de ser conservativo é freqüentemente adotado [12] para aços com microestrutura martensítica revenida, contendo 80% de martensita e com uma dureza de 40 HRC ou inferior. Para 20 e 70% de martensita a relação é de 0,45 e 0,48, respectivamente.

Starke e Lütjering [31] comentam que a microestrutura que oferece a melhor resistência à iniciação da trinca de fadiga não é a mais desejável para a propagação.

Nisitani et al. [32] ponderam que quando o comprimento da trinca é pequeno (da ordem do tamanho de grão), o seu comportamento no processo de propagação é fortemente afetado pela microestrutura (contorno de grão, fases resistentes como perlita e martensita). Entretanto, na presença desses mesmos constituintes, o efeito da microestrutura desaparece com o aumento do comprimento da trinca.

3.6.1.2 – Influência do Tamanho de Grão De um modo geral, muitas pesquisas [10, 12, 16, 25, 31, 33 - 36] concordam que altos valores de resistência à fadiga são usualmente associados a material com tamanho de grão (TG) pequeno, o qual promove o retardamento da nucleação da trinca de fadiga.

Menor TG proporciona que a vida Ni seja maior que a vida Np, ocorrendo o inverso para TG grande. E quanto maior for o TG [16, 34, 36], maior será o valor de ∆Kth e mais para a direita estará a curva da/dN X ∆K.

3.6.1.3 – Influência dos Precipitados Várias pesquisas [18, 31, 37 - 39] apresentam que os precipitados exercem influência sobre o comportamento em fadiga dos materiais. Quanto aos aços microligados, ao Nb por exemplo, caso os precipitados neles contidos estejam finamente dispersos na matriz e sejam do tipo carbonitretos [37 - 39], causam amolecimento cíclico (o qual será mais detalhado em tópicos a seguir) no material. Isso ocorre devido a esses precipitados interagirem com as discordâncias, podendo ser cisalhados, contornados ou parados por essas. Dessa forma, os precipitados podem atrasar ou parar o movimento das discordâncias geradas durante o carregamento cíclico.

A Figura 3.6 [31], apresenta de modo esquemático dois fatores microestruturais característicos que podem resultar em deformação localizada e conduzirem à nucleação da trinca de fadiga: precipitados cisalhados (Figura 3.6a) e precipitados não cisalhados (Figura 3.6b).

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MÓDULO QUATRO – Resistência Mecânica

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Figura 3.6 - Representação esquemática dos dois aspectos microestruturais que resultam em deformação localizada: (a) precipitados cisalhados e (b) precipitados em zonas livres (não cisalhados)

[31].

Durante a deformação plástica [11, 31], dependendo do tamanho, espaçamento, forma, natureza e grau de coerência, os precipitados são cisalhados ou contornados por discordâncias. Quando as partículas coerentes [31] são cisalhadas por discordâncias, a resistência é, então, reduzida. Isso se faz sucessivamente para um movimento adicional de discordâncias, concentração de deslizamento e destruição dos agentes que proporcionam a resistência mecânica do material.

Em pequenas amplitudes de deformação [31], uma amostra com precipitados não cisalhados endurece mais amplamente que uma que apresente precipitados cisalhados e, então, amolece. Conseqüentemente, para um teste controlado por deformação, a falha ocorre mais cedo para amostras com precipitados não cisalhados, os quais são pontos de concentração de tensão e, portanto, locais onde preferencialmente tenderá a ocorrer empilhamento de discordâncias. Essas, por sua vez, levam ao acúmulo de dano, geração de BDP’s, nucleação de microtrinca que, por fadiga, crescem até uma trinca fatal. Essa, enfim, propaga-se até a fratura do material.

Starke e Lütjering [31] salientam que uma liga metálica que possua dispersões de precipitados não cisalhados misturados a precipitados cisalhados apresenta aumento das tensões de resistência à fadiga e da vida em fadiga. Esses autores [31] afirmam que para uma mesma amplitude de tensão, uma liga Al 2024 (precipitados cisalhados e não cisalhados) apresentou maior vida em fadiga que a liga Al X-2024 (precipitados cisalhados). Dessa forma, a curva S-N da liga Al 2024 apresenta-se mais deslocada para cima e para a direita que a liga Al X-2024.

Gonzales e Laird [39] estudaram um aço microligado ao Nb com tamanho de grão entre 5 e 7 µm. Quanto a extensão da zona plástica, esses autores sugerem que a mesma é retardada pelos precipitados de carbonitretos de Nb, finamente dispersos. Essa pode ser uma explicação parcial para a natureza do amolecimento cíclico gradual em aços ARBL. Tal hipótese é suportada pelas descobertas feitas por esses autores ao observarem, via MET, que discordâncias individuais interagem com essas partículas de precipitados finos.

Ressalta-se que uma vez que os precipitados estejam sob a forma de partículas incoerentes com a matriz metálica e não sejam cisalhados pelas discordâncias constituirão pontos de concentração de tensão, os quais com a progressão do carregamento cíclico também podem se tornar sítios de nucleação da trinca de fadiga. Contribuem, dessa forma, com a etapa de iniciação da trinca de fadiga.

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3.6.1.4 – Influência das Inclusões Muitas pesquisas [12, 16, 40 - 48] apresentam o efeito nocivo das inclusões sobre a resistência à fadiga.

Em seus trabalhos, Breen e Wene [12] comentam que o tamanho, a morfologia, a distribuição e a natureza das inclusões variam bastante e seus efeitos sobre a fadiga são complexos.

Em geral, inclusões grandes são mais nocivas que pequenas e formas angulares são mais prejudiciais que esferoidais.

As experiências de Fine e Ritchie [16] com a liga Al 2024 e com aços ARBL revelaram que inclusões fraturadas ou descoladas da matriz contribuem para a iniciação das BD’s, contudo, só nucleiam, de fato, trincas de fadiga caso estejam localizadas próximo à superfície [47] desses materiais.

Deve-se ressaltar que pesquisas antigas [41, 42], há mais de quatro décadas, manifestavam o interesse científico pelo estudo da influência das inclusões sobre a fadiga. As conclusões de Ranson [41] e Cummings et al. [42] são idênticas as de Breen e Wene [12].

Lankford e Kusemberger [43], estudando um aço SAE 4340 apresentam que as inclusões nele contidas eram esferoidais ou levemente alongadas, com o eixo maior paralelo a direção de carregamento. Quimicamente eram do tipo MnO-SiO2-Al2O3 (sílico-aluminato), classe conhecida, segundo os autores, por diminuírem as propriedades em fadiga de aços de alta resistência mecânica.

Um estudo bastante abrangente dos efeitos que as inclusões causam sobre a fadiga é descrito no trabalho de Lankford [44], o qual comenta que, com relação a dispersão dos dados experimentais, esses devem-se também aos efeitos de tamanho, morfologia, composição química (tipo), orientação, distribuição (localização junto à superfície) e densidade (quantidade) dessas descontinuidades. Aparentemente, esses são os fatores mais importantes para avaliar a criticalidade e/ou a nocividade de inclusões como iniciadoras de trincas de fadiga.

Em termos do crescimento da trinca de fadiga, a quantidade de inclusões aparenta ser um fator determinante. Seu efeito é manifestado através da anisotropia das taxas de crescimento de trinca com o aumento da quantidade de inclusões, mas nesse caso os sulfetos são mais prejudiciais que os óxidos. Com relação a iniciação da trinca de fadiga, Lankford [44] afirma que as inclusões mais nocivas, em ordem decrescente são aluminatos de cálcio, alumina e aluminato de magnésio.

Esse autor [44] ressalta ainda que nem todas as inclusões do tipo óxido comportam-se como as de aluminato de cálcio, alumina e aluminato de magnésio. As inclusões de FeO, por exemplo, raramente são sítios de nucleação de trinca de fadiga. Essa inclusão apresenta um alto índice de deformabilidade em temperaturas não muito elevadas, diferente de muitos outros óxidos. Contudo, durante a fadiga à temperatura ambiente, espera-se que o FeO se comporte plasticamente, de modo análogo ao MnS, ou seja, permanecendo coesa à matriz. Embora os sulfetos sejam extremamente dúcteis nessa condição, os aluminatos de cálcio e a alumina são essencialmente indeformáveis.

Sob os processos de conformação mecânica, tais como forjamento, extrusão, laminação, as microtrincas freqüentemente formam-se na matriz deformada do aço, adjacente às partículas duras de óxido. Mais tarde poderão atuar como iniciadoras de trincas de fadiga, assumindo-se que estejam favoravelmente orientadas ao campo de tensão aplicado [44] e próximas à superfície [47] do material.

Geralmente as inclusões são assimétricas e alongadas ou angulares, sendo que as alongadas são as mais nocivas. Com relação a quantidade de inclusões, quanto menor a quantidade dessas, menor será o seu efeito nocivo sobre a resistência à fadiga. Por fim, Lankford [44] conclui que materiais produzidos ao vácuo apresentarão, devido a menor quantidade de inclusões, σaLRF superior àqueles elaborados ao ar.

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MÓDULO QUATRO – Resistência Mecânica

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3.6.1.2 – Influência da Anisotropia de Propriedades Mecânicas Vários trabalhos [3 – 5, 28, 41, 49 - 52] apresentam a influência da anisotropia da microestrutura sobre a resistência à fadiga.

Estudando aços API X-70, microligados ao Nb e Nb-V, Spinelli et al. [49] notaram a existência de anisotropia nas propriedades de tenacidade à fratura, tração e propagação de trinca por fadiga em relação as direções T-L e L-T, para ambos os aços. Os valores que encontraram para o ∆Κth foram determinados entre 5,0 e 5,4 MPa m1/2, nas direções T-L e L-T, para os dois aços estudados. Esses autores [49] salientam também que tais valores estão abaixo dos encontrados para aços com estrutura ferrita-perlita obtidos por processos convencionais.

Godefroid [3] comenta que a orientação S-L, para materiais laminados planos, é a que mais desloca a curva da/dN X ∆K para a esquerda, apresentando, portanto, ação negativa sobre a propagação da trinca de fadiga. Essa orientação também é prejudicial para ensaios de levantamento de curva S-N.

3.6.2 – Fatores Associados ao Processamento do Material

3.6.2.1 – Influência do Processamento de Fabricação Tratamentos termomecânicos [53 - 55], bem como os tratamentos térmicos definirão a microestrutura final do material, a qual, além da dependência dos fatores inerentes a cada tipo de tratamento, variará de acordo com as propriedades finais desejadas.

Dessa forma, o tipo de processamento empregado na fabricação de um determinado material também deve ser especificado, pois o mesmo torna-se de grande importância quando objetiva-se otimizar produtos e/ou elaborar novos materiais.

3.6.3 – Fatores Associados à Forma de Carregamento

3.6.3.1 – Influência da Razão de Tensão Quanto maior a razão de tensão (R) [8, 9, 16, 30, 36, 56 - 61] mais rigorosa é a situação de ensaio. Ao manter R constante, a tensão média (σm) varia; o contrário ocorrendo se σm permanecer constante. A Figura 3.7 a seguir apresenta a influência de R sobre a curva S-N. Quanto maior o R, mais deslocada para baixo estará a curva S-N, enquanto que o efeito sobre a curva da/dN X ∆K consiste em deslocá-la para a esquerda, diminuindo o ∆Kth.

Figura 3.7 – Gráfico esquemático mostrando a influência de R sobre a curva S-N [1].

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Capítulo 3 – Fadiga dos metais

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3.6.3.2 – Influência da Tensão Média A tensão média, σm [8, 9, 11, 14, 30, 58, 62, 63], exerce efeito similar a R, ou seja, quanto maior for σm mais para baixo será deslocada a curva S-N, bem como o σaLRF. A Figura 3.8 [11] esquematiza a influência de σm sobre a Curva S-N.

Figura 3.8 – Gráfico esquemático, mostrando o efeito de σm sobre as curvas S-N [11].

O σaLRF é pouco [14] afetado pela σm quando essa é menor que o σLE do material. Contudo, para σm negativo, o σaLRF torna-se maior que o menor σm trativo. Logo, σaLRF torna-se maior quanto menor for σm.

3.6.3.3 – Influência da Freqüência no Ensaio de Fadiga Muitas pesquisas [9, 10, 25, 59, 64 - 67] mostram os efeitos da freqüência sobre a fadiga. De um modo geral, a maioria delas [9, 10, 64, 66, 67] associa freqüência com o ambiente no qual o material se encontra. Ressalta-se que para valores de freqüência usuais em ensaios de fadiga (25 Hz, por exemplo) pouco ou nenhum efeito essa causa sobre o σaLRF [65].

Para ensaios de fadiga realizados à temperatura ambiente, o efeito da freqüência [65] sobre o σaLRF torna-se significativo somente para valores superiores a 200 Hz. Para esses níveis de freqüência há, para o σaLRF de aços, um aumento entre 7 a 9%, chegando entre 63 a 80%, para valores elevadíssimos (100000 Hz).

3.6.4 – Fatores Associados ao Acabamento Superficial Acabamentos superficiais diferentes conduzem também a comportamentos, em fadiga, diferentes [12, 21, 22, 48, 64, 68 - 70].

Nisitani e Imai [68], estudaram o comportamento em fadiga de um aço médio C (0,45%) normalizado (CN) e temperado e revenido (CT). Os CP’s de fadiga foram cilíndricos. Fez-se dois acabamentos superficiais: em lixas de 120, e em lixas 600, ambos seguidos de polimento eletrolítico, segundo as direções longitudinal (L) e transversal (T).

A Figura 3.9 [68] a seguir resume os dados obtidos por esses autores, bem como a influência do acabamento superficial sobre o comportamento em fadiga do material com microestruturas diferentes (CN e CT). L e C significam direção longitudinal e circunferencial, respectivamente.

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MÓDULO QUATRO – Resistência Mecânica

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Figura 3.9 – Influência do acabamento superficial sobre o comportamento em fadiga de um aço médio C [68].

O aço CT, tendo maior resistência mecânica que o aço CN apresentou também propriedades em fadiga superiores.

Esses autores [68] afirmam que as razões para o σaLRF do aço CN, para os acabamentos superficiais em lixas 600L, 600C e 120L serem muito próximos, deve-se: aos estados de formação de BD’s serem similares, após 107 ciclos e a não propagação de microtrincas, iniciadas independentemente dos riscos do lixamento serem perpendiculares ao eixo de carregamento.

Com o polimento eletrolítico, a camada encruada pelo lixamento é removida, entretanto, nem toda irregularidade (perfil topográfico) é necessariamente retirada e/ou alisada. Logo, a rugosidade é maior nas amostras 120C, 120L, 600C, 600L, respectivamente. Donde conclui-se que, maior a probabilidade de nuclear trincas de fadiga nas amostras com acabamento superficial em lixa 120 que em lixa 600.

Caso não fosse efetuado o polimento eletrolítico ou mecânico o comportamento em fadiga desse aço médio C tenderia a apresentar um σaLRF maior para acabamento superficial em lixas 120L, 120C, 600L, 600C, respectivamente. Esse comportamento é relatado por Rebinsky e Vitovec [22] e deve-se, provavelmente, a não remoção da camada superficial encruada, a qual melhora as propriedades mecânicas superficiais. Conseqüentemente, melhora o σaLRF do material.

Bergengren [48] estudou um aço médio C (0,67%) ao V, com microestrutura martensítica revenida e TG de 6 µm. Para amostras com acabamento superficial por torneamento fino, lixamento fino (até lixa 600) e polimento fino (lixamento até lixa 600, seguido de polimento em pasta de diamante com granulometria final de 1 µm), os limites de resistência à fadiga foram de 417, 580 e 590 MPa, respectivamente. Esses valores foram obtidos para 50% de probabilidade de falha e são similares aos resultados descritos por Nisitani e Imai [68].

3.7 – Bandas de Deslizamento

A formação de bandas de deslizamento no processo de fadiga tem sido muito pesquisada [10, 11, 16, 39, 43, 65, 68, 71 - 82] devido a sua grande influência nos fenômenos metalúrgicos que ocorrem nos processos de deformação plástica em geral.

A origem do nome Bandas de Deslizamento Persistentes (BDP’s) [11, 16, 65, 80, 83] deve-se a certos estudos feitos, em 1956, por Thompson et al., sobre fadiga em metais policristalinos (Cu e Ni), a partir dos quais verificaram que, na superfície desses materiais determinados grãos

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formavam intensas bandas de deslizamento que persistiam, mesmo após remoção, de uma fina camada superficial, por polimento eletrolítico.

Com base nas pesquisas acima citadas, as bandas de deslizamento podem ser classificadas em quatro tipos, a saber:

Bandas de Deslizamento (BD): São bandas decorrentes da acomodação de deformações, causadas por esforços externos aplicados ao material.

Bandas de Deslizamento Persistentes (BDP’s): São bandas decorrentes da acomodação de deformações, causadas por esforços externos aplicados ao material que, porém, permanecem no material, mesmo após um ou vários polimentos eletrolíticos.

Bandas de Deslizamento de Fadiga: São bandas decorrentes do carregamento cíclico do material.

Bandas de Deslizamento Intensas: Quando há ocorrência, no material, de grande quantidade de bandas de deslizamento.

Lukáš [73] por sua vez apresenta que o aparecimento das bandas de deslizamento de fadiga coincide com o final do endurecimento/amolecimento cíclico macroscópico. As microtrincas de fadiga são detectadas no interior dessas durante a ciclagem. Faz-se a ressalva que as bandas de deslizamento de fadiga podem constituir BDP’s.

Fuchs [8] apresenta, conforme Figura 3.10, o desenvolvimento das BD’s durante o processo de fadiga. Nota-se o aumento da quantidade das BD’s com o respectivo aumento do número de ciclos: de 104 ciclos, para 5X104 ciclos (Figura II.26b) e finalmente 27X104 ciclos.

(a) (b) (c) Figura 3.10 – Progressivo aumento do deslizamento (BD’s) em metais sujeitos a carregamento cíclico.

Níquel policristalino puro [8].

As BD’s [16] podem ser somente responsáveis pela iniciação da trinca ou podem interagir com defeitos, tais como “pits” de corrosão ou com partículas de segunda fase resistentes.

Segundo Nisitani e Imai [68] a distribuição das BD’s depende da rugosidade (Rmáx) sobre a superfície da amostra. As BD’s se distribuem uniformemente sobre uma superfície lisa (Rmáx ≤ 2 µm de rugosidade), enquanto elas tendem a se concentrar sobre as bases de riscos regulares ou irregulares de uma superfície rugosa (Rmáx = 20 µm).

3.7.1 – Deslizamento das Discordâncias Hertzberg [30] e Lopez [84] apresentam os sistemas de deslizamentos para os materiais com estrutura CFC e CCC.

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Para cristais CFC, o deslizamento ocorre nos planos {111} e na direção <110> paralela as diagonais das faces do cubo. Ao todo são doze sistemas de deslizamentos (quatro planos {111} e três direções <110>).

Para cristais CCC o deslizamento ocorre nos planos {110} e na direção da diagonal do cubo <111>. Adicionalmente, o deslizamento pode ocorrer nos planos {112} e {123}. O total de 48 sistemas de deslizamentos possíveis pode ser identificado baseado nas combinações desses três planos com a direção <111> de deslizamento.

Meyers e Chawla [11] comentam que o emprego de materiais que mostram modo planar de deslizamento ao invés de deslizamento ondulado, no qual o deslizamento cruzado é facilitado, consiste numa das maneiras de retardar o início de trincamento em fadiga. Com o deslizamento planar a deformação plástica é homogeneizada, não se acumulando em pontos localizados. Exemplos de materiais que mostram esses dois tipos de deslizamento são:

Deslizamento ondulado: Cu, Al, Fe, Ni, Ag, aços baixo C.

Deslizamento planar: Latão-α, Mg, Ti, superligas a base de Ni, aços inoxidáveis.

Starke e Lütjering [31] sugerem que ligas com deslizamento planar, com finas e estreitas BD’s são mais resistentes à fadiga que materiais com deslizamento em onda, nos quais grossas BD’s comandam a iniciação da trinca. Esses autores também comentam que em ligas comerciais endurecidas por subestruturas de discordâncias e precipitados, o deslizamento planar pode causar amolecimento nas BD’s, resultando em deformação localizada.

Ewalds e Wanhill [57] salientam que o deslizamento é uma forma muito comum de deformação plástica, enquanto Lin e Lin [85] enfatizam que o deslizamento é causado por movimento de discordâncias, que geralmente se movem ao longo de certas direções e planos cristalográficos, sendo que a velocidade desse movimento depende da tensão cisalhante resolvida (τR).

Seika et al. [86] constataram que o fenômeno do início do deslizamento por fadiga em metal é intensamente afetado pelo intervalo de interrupções de teste. Além disso, em metal o início de deslizamento por fadiga é dominado por tensão cisalhante cíclica, cuja amplitude é a máxima. A tensão média não influencia a iniciação do deslizamento, desde que a soma da amplitude de tensão e a tensão média não excedam a tensão limite de escoamento do material, ou seja, σa + σm < σLE.

3.8 – Locais de Iniciação de Trinca de Fadiga Os prováveis locais de iniciação de trinca de fadiga [10 - 12, 16, 19, 21, 57, 71 - 73, 75, 76, 82, 87 - 92] são as bandas de deslizamento, inclusões e contornos de grãos, conforme ilustra a Figura 3.11 [11] a seguir.

Figura 3.11 – Esquema dos sítios de nucleação de trinca em fadiga [11].

Apesar de alguns trabalhos [19, 89] também apresentarem outros locais para a iniciação da trinca de fadiga, como contornos de maclas de recozimento, muitas pesquisas [10, 16, 19, 71 -

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73, 76, 87, 88, 91] concordam que a trinca inicia-se geralmente em bandas de deslizamento (BD’s), sendo que o mecanismo de iniciação de trincas de fadiga é essencialmente uma intensificação das BD’s em grãos favoravelmente orientados para a máxima tensão cisalhante (τmáx) [10, 12].

A deformação [10] é confinada principalmente em superfícies livres. Ela conduz ao desenvolvimento de intrusões e, finalmente, a formação de trincas, ao longo dessas bandas cisalhantes. As extrusões geralmente apresentam comprimento menor que 20 µm, sendo geradas numa pequena porção da vida (freqüentemente menor que 100 ciclos). Esse mecanismo também tem sido observado nos estágios iniciais da propagação da trinca.

Quanto aos três tipos mais comuns de nucleação de trincas de fadiga, Lukáš [73] enfatiza que as que ocorrem:

• em BD’s são, provavelmente, as mais freqüentes e sua natureza consiste na concentração de deslizamento no interior dos grãos;

• em contornos de grãos são típicas para fadiga de alta deformação, especialmente em altas temperaturas;

• em superfícies de inclusões são características para ligas que contêm muitas partículas grandes.

Nesses três tipos a nucleação da trinca de fadiga ocorre na superfície [73] do material ou próximo a ela. Dessa forma, é importante salientar que salvo a existência de descontinuidades localizadas próximas a superfície (subsuperficiais) da amostra e/ou muito grandes presentes no interior do material, as trincas de fadiga irão iniciar a partir da sua superfície externa.

A nucleação de trincas a partir de BD’s é um tipo básico, não somente por ser o caso mais freqüente, mas principalmente porque os processos de deslizamentos cíclicos e de formação dessas bandas freqüentemente precedem a iniciação da trinca de fadiga, em contornos de grãos e/ou em inclusões, localizadas na superfície do material.

A partir desse ponto de vista, a nucleação em inclusões pode ser compreendida como uma localização de deslizamento cíclico, devido ao efeito de concentração de tensão que a mesma exerce. A nucleação em inclusões pode também conduzir a decoesão da interface matriz/inclusão ou ao trincamento da partícula.

3.9 – Mecânica de Fratura Aplicada à Fadiga

A Mecânica de Fratura [3] aplicada à fadiga aceita a preexistência de trincas num componente estrutural e que as mesmas cresçam durante o serviço. Dessa forma, para avaliar essa propagação da trinca de fadiga recorre-se a relação da/dN X ∆Κ, a qual é apresentada num gráfico, com escalas logarítmicas e fornece, para a maioria dos materiais, uma curva conforme esquematizada na Figura 3.12 [18]. A taxa de crescimento de trinca (da/dN) é relacionada ao fator de intensidade de tensão alternado (∆Κ = Kmáx - Kmin) na ponta da trinca.

Ressalta-se que o processo de propagação da trinca pode ser dividido em três estágios, sendo que a relação mais famosa de emprego no projeto estrutural está apresentada abaixo e deve-se a Paris e Erdogan. Esses autores, em 1960, encontraram, empiricamente, uma relação de potência para o crescimento de trinca na região II da curva sigmoidal para um carregamento com amplitude constante.

da/dN = C (∆Κ)m (9)

Onde os parâmetros C e m são constantes numéricas e representam características do material.

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Existem outras expressões que correlacionam da/dN com ∆Κ [3, 18, 57]. Godefroid [3] apresenta oito expressões e comenta ainda que no artigo de Masounave et al., de 1980, são descritas cerca de 100 equações distintas, as quais correlacionam da/dN com ∆Κ.

3.9.1 – Aspecto Macroscópico e Microscópico da Fratura por Fadiga Macroscopicamente, a superfície da fratura por fadiga dos materiais metálicos, geralmente com seção reta circular ou retangular, pode apresentar vários aspectos [8, 11, 20, 21, 30, 57] de acordo com o tipo de solicitação cíclica a que são submetidos.

A Figura 3.13 [30] trata-se de um exemplo clássico desse tipo de fratura, na qual identifica-se: o ponto de início da trinca, geralmente com uma inclinação próxima a 45°; a região de propagação da trinca, caracterizada por marcas de praia (visíveis a olho nu) e a região da fratura final.

Figura 3.12 – Gráfico esquemático da taxa de propagação de trinca de fadiga (da/dN) versus variação do fator de intensidade de tensão (∆Κ) [18].

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Figura 3.13 – Aspecto macroscópico da fratura por fadiga [30]. Note as marcas de praia.

A Figura 3.14 [8] esquematiza os aspectos das fraturas por fadiga para CP’s com seção retangular. Microscopicamente, conforme essa figura, a superfície de fratura caracteriza-se por apresentar uma pequena região de início da trinca, de aspecto liso, seguida de uma região plana (a 90° com o eixo de solicitação cíclica), na qual há estrias de fadiga, finalizando com a superfície da fratura final. Tanto a região de início da trinca quanto a da fratura final estão inclinadas, geralmente segundo um ângulo próximo a 45° com o eixo de solicitação cíclica.

Figura 3.14 – Esquema do aspecto microscópico da fratura por fadiga de materiais metálicos, mediante observações via MEV (adaptada da referência 8).

Ressalta-se que as marcas de praia e as estrias de fadiga constituem marcas periódicas que ocorrem na superfície de fratura de um material metálico, decorrente da solicitação cíclica empregada.

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As marcas de praia são decorrentes do crescimento periódico e macroscópico da trinca de fadiga, sendo freqüentemente curvadas, com o centro de curvatura iniciando no local onde a trinca de fadiga surgiu. Após a fratura por fadiga as marcas de praia são visíveis a olho nu.

Por sua vez, as estrias de fadiga são marcas periódicas e microscópicas, constituindo pequenas linhas paralelas, onde cada linha (marca) representa um ciclo de carregamento em fadiga, bem como o crescimento microscópico da trinca de fadiga. Após a fratura por fadiga de um material metálico as estrias de fadiga são identificadas mediante análises em microscópio eletrônico de varredura.

3.9.2 – Estágios de Propagação da Trinca de Fadiga A propagação da trinca de fadiga é comumente dividida, conforme supracitado, em três estágios:

a) Região de baixa taxa de crescimento da trinca (Estágio I [3, 16, 18, 20, 36, 76]), onde ∆K se aproxima de ∆Kth.

b) Região de taxa de crescimento da trinca (Estágio II [3, 16, 18, 20, 36, 76]), tipicamente da/dN entre 10-6 e 10-3 mm/ciclo, onde as taxas de propagação são relacionadas ao ∆K através de uma relação como a de Paris.

c) Região de alta taxa de crescimento da trinca (Estágio III [3, 18, 20, 24, 36]), onde ∆K tende a Kmáx, o qual se aproxima de K1C, quando em deformação plana.

3.9.2.1 – Estágio I de Propagação da Trinca de Fadiga A iniciação e o crescimento da trinca nesse estágio [20] ocorre principalmente por sistemas de deslizamentos ativos no metal. O crescimento da trinca é fortemente influenciado pela microestrutura e tensão média. A trinca tende a crescer pelo progressivo desenvolvimento e união de intrusões ao longo de BD’s ou contornos de grãos, formando um ângulo de cerca de 45° com o eixo de carregamento. Percorre planos cristalográficos, mas muda de direção em descontinuidades, assim como ao encontrar obstáculos como contornos de grãos. Em grandes amplitudes de deformação plástica, ou seja, em FBC as trincas de fadiga podem iniciar em contornos de grãos.

Nesse estágio, conforme ilustra a Figura 3.15 [20], as superfícies de fratura são facetadas. São normalmente observadas nas fraturas de alto ciclo/baixa tensão (FAC) e freqüentemente ausentes na fadiga de baixo ciclo/alta tensão (FBC).

Nessa região a taxa de propagação de trinca tende a ser cada vez menor com o decréscimo de ∆K. Há nessa região o limiar delta K “threshold” (∆Kth), abaixo do qual as trincas podem ou não crescerem (trincas curtas). Abaixo desse limiar a propagação da trinca dá-se de maneira extremamente lenta e de forma muito complexa, sendo fortemente influenciada pela microestrutura e condições de carregamento. ∆Kth tem sido definido como o fator de intensidade de tensão para o qual a taxa de crescimento de trinca é igual a 10-8 mm/ciclo.

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Figura 3.15 – Aspecto da fratura por fadiga do Estágio I. MEV [20]. (a) Superfície de fratura, cristalograficamente orientada de uma liga de Ni-14Cr-4,5Mo-1Ti-6Al-1,5Fe2(Nb + Ta). (b) Superfície de

fratura escalonada de uma liga ASTM F75 a base de Cobalto.

3.9.2.2 – Estágio II de Propagação da Trinca de Fadiga Enquanto as superfícies de fratura criadas pelo Estágio I de propagação da trinca de fadiga exibem um perfil serrilhado ou facetado, o Estágio II de crescimento de trinca conduz, em muitas ligas de engenharia, a formação das estrias de fadiga, as quais foram primeiro observadas por Zappfe e Worden, em 1951. A Figura 3.16 [8, 11] representa, de modo esquemático, esse estágio de crescimento da trinca.

Note na Figura 3.16(a) que cada círculo representa uma estria. Com relação a Figura 3.16(b), veja que próximo ao ponto de iniciação, a trinca propaga-se em um plano a 90° com o eixo de solicitação. É nessa região, macroscopicamente planar, que ocorrerão as estrias de fadiga. Mais tarde, a trinca propaga-se segundo um plano a 45° com o eixo de carregamento cíclico.

Segundo Fine e Ritchie [16], o processo de iniciação da trinca de fadiga inclui alguns ciclos da propagação da microtrinca, desde que a trinca se estenda até um tamanho detectável. Esses autores comentam ainda que o maior efeito em tornar lenta a propagação de microtrincas e/ou promover a sua paralisação é sua interação com contornos de grãos.

(a) (b) Figura 3.16 - (a) Esquema dos estágios I e II de crescimento microscópico transcristalino da trinca de

fadiga (adaptada da referência 8). (b) Esquema da superfície de fratura em fadiga [11].

As microtrincas crescem lentamente ou param quando se estendem ao longo de contornos de grãos.

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Ressalta-se que nem todos os materiais de engenharia formam estrias [18, 20] durante o Estágio II de propagação da trinca de fadiga. Segundo Suresh [18], as estrias são claramente vistas em metais puros e em muitas ligas de metais dúcteis. Contudo, em aços, muitas vezes não ocorre a formação de estrias, sendo que a possibilidade do seu desenvolvimento é fortemente influenciada pelo valor de ∆K, estado de tensão, ambiente e a própria liga.

Algumas marcas periódicas observadas sobre superfícies de fratura são conhecidas por rastros de pneus (tire tracks) devido a semelhança da marca que um pneu deixa no solo. Segundo Kerlins [20] os rastros de pneus são mais comuns para o tipo de carregamento cíclico tração-compressão que em tração-tração, sendo que a presença desses numa superfície que não exibe estrias de fadiga pode indicar que a fratura ocorreu por fadiga de baixo ciclo. A Figura 3.17 [20] ilustra esse tipo de marca periódica.

As estrias de fadiga são geralmente curvas na direção da propagação da trinca e tendem a alinharem-se perpendicularmente a direção principal (macroscópica) de propagação da trinca. Contudo, variações na tensão local e microestrutura podem mudar a orientação do plano da fratura e alterar a direção de alinhamento das estrias.

Inclusões, precipitados e partículas de segunda fase coalescidas podem, num metal, mudar a taxa de crescimento de trinca local, afetando ainda o espaçamento das estrias. Quando a trinca de fadiga aproxima-se de tais partículas ela é brevemente retardada se a partícula permanecer intacta ou acelerada se a mesma cisalhar, conforme ilustra a Figura 3.18a [20].

Figura 3.17 – Rastros de pneus (tires tracks) sobre a superfície de fratura por fadiga de um aço AISI

4140 temperado e revenido. Réplica de MET [20].

Em ambos os casos, a taxa de crescimento de trinca é mudada somente nas vizinhanças próximas a essas partículas e, portanto, não afeta significativamente a taxa de crescimento total da trinca. Partículas relativamente pequenas e individuais não têm efeito sobre o espaçamento das estrias, conforme ilustra a Figura 3.18b [20].

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(a) (b) Figura 3.18 – Estrias de fadiga [20]. (a)Variações locais nos espaçamentos das estrias numa liga Ni-

0,04C-21Cr-0,6Mn-2,5Ti-0,7Al, testada em flexão rotativa. (b) Estrias de fadiga uniformemente distribuídas numa liga de alumínio 2024-T3, mostrando não serem afetadas por inclusões pequenas e

em pouca quantidade.

3.9.2.3 – Estágio III de Propagação da Trinca de Fadiga O Estágio III [20] é a fase final da propagação da trinca de fadiga, em que o modo de formação das estrias de fadiga é progressivamente deslocado para o modo de fratura estático, tal como ruptura dúctil (presença de microcavidades) ou por clivagem. Em termos de ∆K [3, 10] ou mais especificamente de Kmáx, esse tende, nesse estágio, a aproximar do K1C do material. Essa região [3] sofre grande influência da microestrutura e das condições de carregamento e, geralmente, apresenta-se sobre planos inclinados a 45° com o eixo de solicitação cíclica.

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3.10 – Referências [1] RABBI, M. S., “Comportamento em Fadiga de Dois Aços Microligados Utilizados na Fabricação de Discos de Rodas

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Capítulo 3 – Fadiga dos metais

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