fadiga_lamef

UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO GRANDE DO SUL

ESCOLA DE ENGENHARIA

LABORATÓRIO DE METALURGIA FÍSICA

Av. Osvaldo Aranha, 99- 60 andar - Sala 610

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LAMEF

FADIGA E ANÁLISE DE FALHAS

Afonso Reguly

Inácio Limberger

Marcio Levi Kramer de Macedo

Rodrigo André Hoppe

Sandro Griza

Telmo R. Strohaecker

Fadiga e Análise de Falhas 0

ÍNDICE

1 - FADIGA .............................................................................................................................23

1.1 - TIPOS DE CARREGAMENTO CÍCLICOS..................................................................25

1.2 - CURVAS DE WÖHLER OU S-N...................................................................................26

1.3 - DIAGRAMA DE GOODMAN ........................................................................................27

1.4 - ETAPAS DO PROCESSO DE FADIGA .......................................................................30

1.4.1 - ESTÁGIO I – NUCLEAÇÃO DA FADIGA............................................................31

1.4.2 - ESTÁGIO II – PROPAGAÇÃO ..............................................................................33

1.5 - FATORES QUE AFETAM A VIDA EM FADIGA DOS MATERIAIS ......................41

1.5.1 - ACABAMENTO SUPERFICIAL............................................................................42

1.5.2 - TAMANHO DA PEÇA.............................................................................................43

1.5.3 - FATOR DE CARGA ................................................................................................44

1.5.4 - TEMPERATURA .....................................................................................................44

1.5.5 - CONCENTRAÇÃO DE TENSÕES.........................................................................45

1.5.6 - EFEITOS MICROESTRUTURAIS ........................................................................46

2 - ANÁLISE DE FALHA.......................................................................................................47

2.1 - LISTA DE SUGESTÕES DE PONTOS A SEREM LEVANTADOS EM CONTA

PARA ANÁLISE COMPLETA DA FALHA..........................................................................50

2.2 - EXEMPLOS DE APLICAÇÕES EM ANÁLISE DE FALHA .....................................53

2.2.1 - ANÁLISE DE FALHA DO CONJUNTO DA CHAPA INTERMEDIÁRIA DE

EMBREAGEM ....................................................................................................................53

2.2.2 - ANÁLISE DA FALHA DO PARAFUSO DE FIXAÇÃO DO ESTABILIZADOR

DE UMA AERONAVE........................................................................................................59

2.2.3 - PINO DE ENSACADEIRA PNEUMÁTICA FRATURADO ................................63

2.2.4 - ANÁLISE DE FALHA EM CHAPA PARA APOIO DE MOLAS.........................71


2.2.5 - ANÁLISE DE FALHA EM VIRABREQUINS PARA MOTORES DE

COMBUSTÃO INTERNA ..................................................................................................76

2.2.6 - ANÁLISE DE FALHA EM BARRA DE PRENSA ................................................96

2.2.7 - ANÁLISE DE FALHA EM MOTOR FORD 6.6..................................................105

2.2.8 - ANÁLISE DE FALHAS EM TURBINAS PARA MOTOR DIESEL ..................116

2.2.9 - ANÁLISE METALÚRGICA EM COXINS ..........................................................128

2.2.10 - ANÁLISE METALÚRGICA EM BARRA ESTABILIZADORA.......................133

2.2.11 - ANÁLISE DE FALHA EM HASTE DE COMPRESSOR.................................137

2.2.12 - ANÁLISE DE FALHA EM FOLE DE EXPANSÃO INFERIOR ....................143

2.2.13 - ANÁLISE DE FALHA EM GRANDE ENGRENAGEM DE REDUTOR........147

2.2.14 - ANÁLISE DE FALHA EM SUPORTE DE PNEU ESTEPE PARA

CAMINHÕES ....................................................................................................................168

2.2.15 - ANÁLISE DE FALHA EM TUBO API 5L X-56 DO OLEODUTO

TEDUT/REFAP.................................................................................................................179

2.2.16 - ANÁLISE DE TRINCAS EM CURVAS DE TUBOS DE AÇO INOXIDÁVEL

AISI 321H ..........................................................................................................................191

2.2.17 - ANÁLISE DE FALHA EM EIXO DE PRENSA PRR01...................................213

2.2.18 - ANÁLISE DE FALHA EM EIXO VIGA TUBULAR ........................................218

3 - BIBLIOGRAFIA..............................................................................................................228


ÍNDICE DE FIGURAS

Figura 1– Representação esquemática do gradiente de tensões num corpo de prova bi-

apoiado com uma carga de flexão aplicada.............................................................................24

Figura 2- Forma de carregamento onde a tensão varia senoidalmente com o tempo. ...........25

Figura 3– Tipos característicos de carregamento. ..................................................................26

Figura 4– Curvas de Wöhler para trilhos ferroviários novos e usados, utilizando flexão em 4

pontos. ......................................................................................................................................27

Figura 5- Diagrama de Smith para um componente com as mesmas propriedades em tração e

compressão. ..............................................................................................................................29

Figura 6- Representação de diagramas de Goodman, na região positiva da tensão média(5).30

Figura 7– Fotomicrografia demonstrando intrusões e extrusões na superfície(10)..................32

Figura 8– Diferença nos perfis da superfície, onde as bandas de escorregamento interceptam

a superfície. (A) Deformação unidirecional. (B) Deformação alterada(7). ..............................33

Figura 9– Estrias de fadiga numa liga 2024-T3 correspondem a seqüência variada da

amplitude de carregamento(4). ..................................................................................................34

Figura 10– Processo plástico de alargamento da ponta da trinca para o estágio II de

crescimento de trinca por fadiga(8)...........................................................................................35

Figura 11– Marcas de praia propagadas na seção transversal de uma haste de biela para

motor automotivo......................................................................................................................36

Figura 12– Fadiga em trilho ferroviário. Observa-se a nucleação subsuperficial na região do

boleto. .......................................................................................................................................36

Figura 13– Fadiga em válvula petroquímica...........................................................................36

Figura 14– Esquema de marcas nas superfícies de fraturas por fadiga produzidas em

componentes lisos e entalhados com seções transversais redondas, quadradas e retangulares

e em chapas espessas sob várias condições de carregamento em tensões nominais altas e

baixas........................................................................................................................................37

Figura 15– Curvas que relacionam o comprimento da trinca “a” com o número de ciclos em

dois níveis de tensões “σ1” e “σ2” para o estudo da fadiga. A taxa de propagação da/dN

está indicada para um comprimento de trinca “a1”nos níveis de tensão. ...............................38

Figura 16– Representação esquemática do comportamento do crescimento da trinca de

fadiga em meio não-agressivo..................................................................................................40

Figura 17– Taxa de propagação da trinca por ∆K para duas microestruturas em aço em

baixo carbono (0.15 – 0.20% C, 0.60 – 0.90% Mn, 0.04% máx P, 0.04% máx S). .................40


Figura 18– Fator de redução para o limite de fadiga para um aço de baixa liga devido a

vários tratamentos superficiais. (De R. C. Juvinall. Stress, Strain, and Strength, p. 234,

McGraw-Hill Book Company, New York, 1967.).....................................................................42

Figura 19– Variação do índice de sensibilidade ao entalhe com o raio do entalhe para

materiais de diferentes resistências à tração. ..........................................................................46

Figura 20– Vista explodida do conjunto da embreagem .........................................................54

Figura 21– Conjunto da chapa intermediária com as quatro molas. À direita, detalhe da

região de engaste da mola a chapa de ferro fundido. ..............................................................54

Figura 22– Fratura em mola de retorno. Observam-se as marcas de praia de fadiga.

Aumento: 35x............................................................................................................................56

Figura 23– Fratura por cisalhamento no rebite. Aumento: 13X. ............................................56

Figura 24– Detalhe da fratura por cisalhamento do rebite. Aumento: 1168X........................56

Figura 25– Acima a macrografia mostrando a região de grãos ferríticos ocorrida no

processo de conformação do rebite. Ataque: nital 5%. Aumento: 2X. Ao lado, o gradiente de

durezas obtidos conforme o esquema.......................................................................................57

Figura 26– Mola de aço carbono com 0,70 – 0,80% C, temperada em óleo para uma dureza

de “RA” 72,4 – 75,2. A dimensão de 2,968 polegadas tem uma estreita faixa de tolerância (±

0,002)........................................................................................................................................58

Figura 27– Detalhe da fixação do estabilizador indicando a posição do parafuso. Na foto ao

alto, vista em corte do conjunto da porca com o pedaço remanescente do parafuso, após a

ruptura. .....................................................................................................................................60

Figura 28– Vista geral da superfície da fratura. As setas indicam a região de início da falha

num plano que contém o fundo do filete de rosca. ...................................................................61

Figura 29– Reprodução do desenho esquemático da embutidora feito pelo fabricante.

Algumas informações adicionais tais como a seqüência da falha e as modificações do projeto

foram acrescidas ao desenho pelo solicitante..........................................................................64

Figura 30– Esquema representando a mudança de projeto para o encaixe da tampa. O pino

foi soldado ao dispositivo de aperto e depois foi aderida uma camada protetora contra

corrosão de aço inoxidável. .....................................................................................................65

Figura 31– Fotografia da parte do pino fraturado indicando o ponto de solda e

esmerilhamento da superfície de fratura. Aumento: 0,7x. .......................................................66

Figura 32–Fotografia indicando as regiões da fadiga, quais sejam, a lisa e a fibrosa.

Aumento: 1,7x...........................................................................................................................66


Figura 33– Estrias de fadiga observadas na superfície fibrosa, caracterizadas por linhas

paralelas dispostas radialmente a partir do ponto inicial da fadiga. As estrias são formadas

devido a deformação plástica localizada na ponta da trinca que se propaga.........................67

Figura 34– Fotomicrografia obtida do núcleo do pino, indicando a microestrutura ferrítica e

perlítica com linhas de fluxo do material devido a laminação. Aumento: 50x; ataque: nital

2%.............................................................................................................................................68

Figura 35– Microestrutura ferrítica e perlítica com tamanho de grão em torno de 8 ASTM

que caracteriza a superfície do pino. Aumento: 100x; ataque: nital 2%.................................68

Figura 36– Condição microestrutural numa região intermediária entre a superfície e o

núcleo do pino. Observa-se a variação do tamanho de grão e a formação de perlita

esferoidizada. Aumento: 100x; ataque: nital 2%. ....................................................................68

Figura 37– Tamanho de grão em torno de 6 ASTM junto ao núcleo do pino com matriz

ferrítica e perlita esferoidizada. Observa-se também o alinhamento microestrutural devido a

laminação. Aumento: 100x; ataque: nital 2%..........................................................................69

Figura 38– Diagrama de Goodman do pino fraturado mostrando que o seu projeto quanto a

resistência a fadiga não foi adequado, pois o ponto indicado acima da linha limite da zona de

dispersão prevê uma possível ruptura por fadiga. ...................................................................71

Figura 39– Imagem mostrando as duas peças recebidas para análise de falha. Uma delas

apresenta uma trinca conforme a próxima figura. Aumento: 0,3x. .........................................72

Figura 40– A seta indica a ruptura que inutilizou a chapa de apoio para molas. Aumento:

0,8x. ..........................................................................................................................................73

Figura 41– Vista de topo mostrando o acabamento superficial da região da chapa cortada

por guilhotina numa região simétrica àquela trincada. Na direita, metalografia indicando a

presença de uma trinca semelhante a que resultou na falha da peça, bem como as linhas de

fluxo oriundas da fabricação. Aumento: 6x e 200x; ataque: nital 2%.....................................73

Figura 42– Vista da região crítica. Notam-se, junto à aresta, os pontos onde ocorreu

deformação plástica localizada durante o processo de estampagem. Porém, esta metalografia

é referente a chapa isenta, o que determina que os pequenos pontos concentradores de tensão

formam-se já na fabricação da peça. Aumento: 6x e 200x; ataque: nital 2%. ........................73

Figura 43– A montagem mostra os micromecanismos de fratura correspondentes às regiões

indicadas na macrografia da fratura. Região próxima ao início da falha com clivagem (a);

direcionamento da fratura característico da região de propagação (b); região próxima a


imobilização da trinca com a formação de clivagem e alguns indícios de coalescências de

microcavidades (c). ..................................................................................................................74

Figura 44– Metalografia de uma seção longitudinal simétrica àquela trincada. Observa-se o

encruamento do material com fluxo seguindo o sentido do corte por guilhotina. Tamanho de

grão em torno de 7 ASTM. Aumento: 100x; ataque: nital 2%. ................................................74

Figura 45– Microestrutura ferrítica com pequena quantidade de perlita e cementita

esferoidizada. Aumento: 500x; Ataque: nital 2%.....................................................................75

Figura 46- Esquema mostrando a nomenclatura utilizada neste trabalho..............................77

Figura 47- Imagem mostrando a superfície de fratura, observam-se as regiões distintas da

fratura. Aumento: 1x. ...............................................................................................................79

Figura 48- Micrografias mostrando regiões onde ocorreu formação de martensita não

revenida. Ataque: nital 3%. Aumento:180x..............................................................................79

Figura 49- A esquerda observa-se a superfície de fratura nucleada no raio de concordância.

A imagem da direita mostra as trincas radiais no raio de concordância. Aumentos: 0,8 e 6x

respectivamente. .......................................................................................................................80

Figura 50– Detalhe do plano de propagação desenvolvido numa extensa superfície que

abrange mais que 50% do total da seção resistente. Aumento: 0,6x. ......................................81

Figura 51– Macrografia mostrando a região temperada por indução (a) e a região do núcleo

(b). Observa-se que o término da camada temperada por indução ocorre imediatamente antes

do início do raio de concordância. Aumento: 12x. ..................................................................81

Figura 52– A imagem mostra alinhamento de inclusões na direção ortogonal à pista de

rolamento, próximo ao início da falha. Aumento: 500x. Sem ataque. .....................................82

Figura 53– A imagem mostra o extensômetro colado ao componente que permitiram medir a

variação de tensão com a progressiva relaxação das tensões residuais conforme a região era

secionada. Aumento: 0,6x.........................................................................................................82

Figura 54- Peças recebidas para a análise. Aumento 0,2X.....................................................83

Figura 55- À esquerda a fratura iniciada no munhão do virabrequim. A seta A indica o início

da fadiga e a seta B a zona onde aconteceu a ruptura final. À direita, fratura iniciada no

moente do virabrequim. Aumentos de 1,7X e 2,7X respectivamente........................................84

Figura 56- Inclusões presentes nos virabrequins. Observa-se a presença de Sulfeto de

Manganês (MnS). Aumento: 100x, Sem Ataque. ......................................................................84


Figura 57- Microestrutura embaixo da camada temperada. Observa-se uma matriz perlítica

com ferrita em contornos de grão, com um tamanho grosseiro, em média de 1 ASTM.

A)Virabrequim 1, b) Virabrequim 2, c)Virabrequim 3. Aumento 100X. Ataque Nital 2%. .....85

Figura 58- A esquerda observa-se a região do início da falha (indicado pela seta) no raio de

concordância do virabrequim 2. A direita, início da falha no virabrequim 1. Zona de

transição da camada e o núcleo, com martensita revenida e perlita fina, além de ferrita nos

contornos de grão. O ponto de início também está indicado pela seta. Aumentos de 200X.

Ataque Nital 2%. ......................................................................................................................85

Figura 59- A esquerda fotografia obtida a partir de luz polarizada, mostrando perlita fina e

ferrita nos contornos de grão. À direita martensita revenida e ferrita nos contornos de grão

na região da camada temperada. Virabrequim 1. Aumento 750X e 1000X respectivamente.

Ataque Nital 2%. ......................................................................................................................86

Figura 60– Alinhamento de nódulos partindo do raio de concordância. Aumento: 20x.........89

Figura 61– Imagem mostrando o local de nucleação da fratura, um ressalto próximo ao raio

de concordância como indicam as marcas de praia. Aumento: 1,15x.....................................89

Figura 62–Micrografia do defeito responsável pela nucleação da fratura. Pode-se observar

que o defeito é um vazio no material........................................................................................90

Figura 63- A esquerda observa-se a formação de uma película de óxidos em contorno de

células. A esquerda observa-se a ocorrência de microrrechupes na região próxima ao início

da falha. Aumentos: 25 e 40x. ..................................................................................................90

Figura 64– Macrografia mostrando a superfície da fratura do virabrequim indicando o

início da falha num ponto abaixo da camada temperada. Aumento: 1x..................................91

Figura 65– Micrografias mostrando a presença de microrrechupes na região de início da

falha. Aumentos: 90x. ...............................................................................................................91

Figura 66- Peças recebidas para a análise. Aumento 0,3X.....................................................92

Figura 67- A esquerda falha no virabrequim 87 e a direita no virabrequim 30. Este último

apresentado um amassamento maior. A seta A indica a zona de início, seta B indica a zona de

ruptura final. Aumento 1,8X e 1,4X respectivamente...............................................................93

Figura 68- Imperfeições no raio de concordância de um dos virabrequins, aumento 1,35X..93

Figura 69- À esquerda, inclusões e microrrechupes alinhados. À direita microrrechupes e

agulhas de grafita mal formada. Amostra sem ataque. Aumento 115X e 285X.......................94

Figura 70- À esquerda, em uma das amostras, a seta indicando a superfície de fratura. A

microestrutura é formada por uma matriz perlítica com nódulos deformados de grafita e


ferrita nos contornos de grão. Observa-se o alinhamento de inclusões e microrrechupes na

parte superior. À direita alinhamento de inclusões e microrrechupes na amostra do outro

componente. Aumento 135X e 100X respectivamente, ataque Nital 2%..................................94

Figura 71- À esquerda observa-se agulhas de martensita e austenita retida, com a presença

de microrrechupes. À direita, martensita, austenita retida e nódulos de grafita, além de um

microrrechupe (seta). Estas microestruturas foram observadas na camada temperada de um

dos componentes. Aumentos de 570X e 287X respectivamente................................................94

Figura 72– Imagem mostrando o componente analisado. Observa-se uma ruptura ao centro

(a) e rupturas nas extremidades (b). ........................................................................................97

Figura 73–Detalhe (b). Aspecto de ruptura por sobrecarga com linhas radiais seguindo a

partir de toda a aresta de mudança de seção...........................................................................97

Figura 74– Detalhe (a) da fratura central vista na figura 72. Observam-se as linhas radiais

partindo do vértice superior direito indicado pelo retângulo..................................................97

Figura 75– Detalhes da região crítica indicada na figura 73. A imagem a esquerda evidencia

as marcas radiais partindo do vértice. A imagem à direita, com maior ampliação, evidencia

uma pequena superfície lisa com aspecto de fadiga. ...............................................................98

Figura 76- A região de início da fratura vista em MEV apresenta marcas de praia bem

definidas. ..................................................................................................................................99

Figura 77- As imagens indicam o aspecto diversificado de micromecanismos de fratura sobre

a região inicial da fadiga. A esquerda, um micromecanismo típico de fadiga. A direita, um

aspecto intergranular próximo à superfície. ............................................................................99

Figura 78– Micromecanismos observados na região de propagação da fadiga. Observam-se

facetas de clivagem em segundas fases indicadas pelas setas. ................................................99

Figura 79– Imagens da região de propagação da fadiga. Observam-se, aqui também, facetas

de clivagem em segundas fases indicadas pela seta. À direita, já no final da propagação,

observa-se coalescimento de microcavidades........................................................................100

Figura 80– Ruptura final com coalescimento de microcavidades circundando os carbonetos

esferoidizados. ........................................................................................................................100

Figura 81– Aspecto da face retificada na qual iniciou o processo de fadiga. Foi aplicado um

ataque com nital 10% que revelou os carbonetos alinhados (placas claras). Observa-se, a

esquerda, uma trinca secundária seguindo um alinhamento. À direita, outra trinca

secundária oriunda de um “pitting” de corrosão. .................................................................100


Figura 82– Aspecto superficial da face retificada junto à fratura. Aqui se confirma a

presença de carbonetos alinhados e “pittings” oriundos, provavelmente, do arrancamento de

carbonetos. .............................................................................................................................101

Figura 83– Espectro de microssonda EDS aplicada a uma das fases. Trata-se de carbonetos

com traços de vanádio, cromo e ferro....................................................................................101

Figura 84- Microtrinca partindo da parede externa logo abaixo da superfície de fratura. Sem

ataque; aumento: 100x. ..........................................................................................................102

Figura 85- Microestrutura do material formada por uma matriz martensítica revenida e uma

rede de carbonetos primários. Ataque: reativo de Villela; aumento: 50x. ............................102

Figura 86- Detalhe da imagem anterior, onde observa-se a formação de carbonetos

primários aciculares mas também outros alongados, compondo a rede. Ataque: reativo de

Villela; aumento: 200x. ..........................................................................................................102

Figura 87- A imagem mostra a mesma microestrutura anterior, agora com ataque de nital

10%. Observam-se grãos de pequeno tamanho formando uma matriz martensítica revenida e

carbonetos dispersos, além de um carboneto alongado. Aumento: 200x. .............................103

Figura 88- Microestrutura em detalhe da matriz do material. Grãos martensíticos com

pequeno tamanho (em torno de 9 ASTM) e carbonetos esferoidizados dispersos. Ataque: nital

10%; aumento: 1000x.............................................................................................................103

Figura 89– A imagem mostra os itens levados ao laboratório para análise. Em (a), com 0,4x

de magnificação, observa-se o pistão e as partes da biela com os parafusos, além das partes

fraturadas do comando de válvulas. Em (b), com 0,6x, os quatro parafusos separados para

ensaios mecânicos retirados aleatoriamente das demais bielas. ...........................................106

Figura 90– Imagem mostrando a ruptura da base do motor que permitiu a passagem da parte

da biela 4 ao exterior. A seta indica a superfície de fratura do parafuso. Aumento de 0,8x. 106

Figura 91– Vista da parte superior do pistão 3 e 4. A seta indica uma marca de contato com

uma válvula. Aumento de 0,3x................................................................................................107

Figura 92– Vista da parede interna da camisa do pistão 4. Nenhuma marca que indicasse

desalinhamento de montagem foi verificada. Aumento de 0,7x. ............................................107

Figura 93– Superfícies de fratura dos dois parafusos da biela 4 (aumento de 1,5x). Em (a),

ruptura dúctil por sobrecarga. Em (b), ruptura lisa típica de fadiga. Detalhes com 6x. ......108

Figura 94– Em (a), imagem com 20x de aumento mostrando o início da falha do parafuso

fadigado. Em (b), com 60x de aumento, um evidente defeito em outra estria vizinha à

anterior. ..................................................................................................................................109


Figura 95– Macrografia com 6x de aumento da superfície de fadiga, à esquerda. A direita,

detalhe da região (a) junto ao final do processo de fadiga, onde já observam-se

microcavidades coalescidas. ..................................................................................................109

Figura 96– Superfícies de fratura do comando de válvulas. Nenhuma delas indicou algum

sinal de mecanismo de fadiga. Aumento de 1,1x....................................................................109

Figura 97– Detalhes do processo de fadiga do segundo parafuso (rompido no ensaio de

tração). Em (a) vista com 8x de aumento de um dos lados da fratura onde indica-se o início

da fadiga, a propagação lisa e a ruptura fibrosa por tração e depois a ruptura por

cisalhamento final. Em (b), com aumento de 20x, detalhe do início da fadiga em um defeito

superficial. ..............................................................................................................................111

Figura 98– O outro lado da fadiga da figura anterior. Em (a), com 15x de aumento, notam-se

as marcas de praia a partir do ponto inicial. Em (b), detalhe com ampliação de 60x do

defeito que originou o processo de fadiga. ............................................................................111

Figura 99– O início da fadiga do parafuso ensaiado em tração, como visto nas imagens

anteriores, foi em uma região da superfície onde se observa uma trinca. A imagem indica,

ainda, a microestrutura martensítica revenida do material. Ataque: nital 2%; aumento: 255x.

................................................................................................................................................112

Figura 100- Dobra de conformação em uma estria ao lado daquela da imagem anterior. À

esquerda, vista com 250x de aumento. À direita, detalhe com 750x. Ataque: nital 2%. .......113

Figura 101–Fotomicrografia mostrando uma dobra de um dos parafusos rompidos no ensaio

de tração. Nota-se, também, uma trinca propagando ao lado. Ataque: nital 2%; aumento:

540x. .......................................................................................................................................113

Figura 102– À esquerda, com 250x de aumento, fotomicrografia de uma seção transversal

próxima ao lugar de início da fadiga que originou a falha do parafuso do motor. Observa-se

um defeito superficial (dobra). À direita, detalhe com 500x de aumento. Ataque: nital 2%. 113

Figura 103- Esquema mostrando a região dos componentes que foi denominada neste

trabalho como sendo a região inferior e superior das palhetas. ...........................................116

Figura 104– A figura mostra a região da turbina onde desenvolveu-se uma fadiga em um dos

componentes. Aumento 1,5x. ..................................................................................................117

Figura 105– A imagem mostra as marcas de praia características de uma falha por fadiga

indicando propagação devido a cargas de flexão rotativa. Aumento 8x. ..............................118


Figura 106– Macrografia mostrando uma descontinuidade oriunda do processo de fundição,

que acarretou na ruptura de parte da palheta por sobrecarga, após a ruptura do eixo por

fadiga. Aumento 6x. ................................................................................................................118

Figura 107– Micrografia mostrando aspecto de fadiga na superfície de fratura da palheta.

Aumento 158x. ........................................................................................................................118

Figura 108- A imagem mostra outra região da palheta da turbina onde ocorreu propagação

por fadiga junto a parte da frente da palheta. Aumento 306x. ..............................................119

Figura 109- Micrografia da última parte que rompeu, da mesma palheta da imagem anterior,

mostrando planos de clivagem, indicando fratura frágil. Aumento 817x. MEV....................119

Figura 110– Microestrutura da liga GMR 235. Matriz formada por solução sólida γ e

contornos interdendríticos. Aumento 100x.............................................................................120

Figura 111– Microestrutura de liga IN 713C. A matriz também é formada por solução sólida

γ, com fases γ’ primário (fases claras), além da formação de Widmanstatem (fase σ) e

carbonetos em contorno de célula. Aumento 200x.................................................................120

Figura 112- Micrografia mostrando a morfologia típica das superfícies fraturadas.

Micromecanismos de fratura interdendrítica, com a formação de coalescência de

microcavidades nos contornos de células e planos separando as dendritas. Aumento 113x.

MEV........................................................................................................................................122

Figura 113- Micrografia que mostra a grande quantidade de microrrechupes formados e

distribuídos em toda a seção resistente de uma das palhetas analisadas. Observa-se, ainda, a

presença de carbonetos metálicos em contornos dendríticos. Aumento 100x. ......................122

Figura 114- A imagem mostra outra palheta analisada. Observa-se que aqui também ocorre

a formação de microrrechupes. Microestrutura formada por solução sólida γ com carbonetos

dispersos em contornos dendríticos. Aumento 400x. .............................................................122

Figura 115- A imagem evidencia uma região da superfície de fratura de um dos componentes

onde se verificou uma inclusão de casca cerâmica. Aumento 1,5x........................................123

Figura 116- Detalhe da região da palheta onde foi encontrada uma inclusão de casca do

molde oriunda do processo de vazamento do material na fundição. A falha deste componente

partiu deste defeito. Aumento 6x. ...........................................................................................123

Figura 117- A imagem indica a região de inicio da fratura, junto a uma extensa porosidade

oriunda da fundição. Nota-se a presença de uma outra grande porosidade na seção da

palheta adjacente a rompida. Aumento 1.5x. .........................................................................123


Figura 118– Macrografia mostrando a fratura da turbina que rompeu na base da palheta.

Nota-se, também, a extensa deformação plástica de outras palhetas vizinhas à rompida. ...124

Figura 119– Macrografia mostrando a fratura da turbina que rompeu no meio da palheta.

................................................................................................................................................125

Figura 120– Macrografia mostrando a fratura na base da palheta, onde pode ser observada

a presença de poros no início da falha, o que diminui a seção resistente facilitando a ruptura.

................................................................................................................................................125

Figura 121– Macrografia mostrando a presença de poros na base de outra palheta da mesma

turbina da figura 118..............................................................................................................126

Figura 122– Macrografia mostrando a fratura da palheta que rompeu no meio. Observam-se

marcas de fadiga. ...................................................................................................................126

Figura 123– Micrografia em microscópio eletrônico de varredura (MEV) mostrando a

superfície fadigada (zona elíptica lisa) e posterior zona de separação interdendrítica........126

Figura 124– Micrografia mostrando as microestruturas das duas turbinas. A esquerda

observa-se uma microestrutura formada por solução sólida γ, contornos interdendriticos bem

definidos e fases γ primário (fases claras em contorno). A direita observa-se uma

microestrutura semelhante, porém com a presença de microrrechupes e uma estrutura mais

grosseira. Ataque: Villela. Aumento: 100x. ...........................................................................127

Figura 125– Macrografia de um dos coxins recebidos. As setas indicam os esforços de

montagem do polímero elastômero ao suporte de alumínio. Aumento: 0,5X. .......................128

Figura 126– Macrografia de um coxim mostrando a trinca encontrada. Aumento: 4X.

Macrografia do mesmo coxim mostrando a superfície da trinca separada. Aumento: 1,25X.

................................................................................................................................................129

Figura 127– Macrografias da mesma superfície onde observa-se uma grande quantidade de

poros. Aumentos: 8X (esquerda), 14X (direita). ....................................................................129

Figura 128– Imagem no MEV da superfície fraturada mostrando mecanismos de fratura por

clivagem. Aumento: 1062X.....................................................................................................129

Figura 129– Imagens em MEV mostrando os poros da superfície de fratura. Aumento: 54X

(esquerda), 111X (direita). .....................................................................................................130

Figura 130– Micrografia mostrando a microestrutura da região próxima à falha, onde se

observam sludges provenientes da escória e as partículas de silício eutético na matriz.

Aumento: 200X. Sem ataque...................................................................................................130


Figura 131– Micrografia mostrando a microestrutura da mesma região, onde pode-se

observar a presença de porosidades e microtrincas. Aumento: 200X. Ataque: HF 0,5%.....131

Figura 132– Análise química por microssonda. ....................................................................131

Figura 133- Macrografia de uma das barras. Observam-se os dois pontos de nucleação, a

extensa propagação a partir do ponto 1 caracterizada pelas evidentes marcas de praia e a

ruptura final, ao centro. Aumento: 2,6x. ................................................................................134

Figura 134– Micrografia da seção longitudinal de uma das barras mostrando a região onde

iniciou a fratura. Observa-se a presença de trincas secundárias. Aumento: 100x. Ataque:

Nital 2%..................................................................................................................................134

Figura 135- Micrografia do núcleo da barra mostrando a estrutura de martensita revenida e

as inclusões presentes. Aumento: 500x. Ataque: Nital 2%. ...................................................134

Figura 136- Micrografia mostrando as inclusões em uma das barras. Aumento: 100x. Sem

ataque. ....................................................................................................................................135

Figura 137- Micrografia da seção transversal mostrando um defeito superficial. Aumento:

200x. Ataque: Nital 2%. .........................................................................................................135

Figura 138- Micrografia mostrando a região que apresentou descarbonetação. Aumento:

100x. Ataque: Nital 2%. .........................................................................................................135

Figura 139– Imagem mostrando a haste rompida com os discos de alumínio. As setas

indicam o local da fratura. Aumento: 0,1x.............................................................................137

Figura 140– A imagem mostra o aspecto da haste original recebida para comparação.

Aumento: 0,1x.........................................................................................................................138

Figura 141– Marcas de deformação causadas pelo contato de componentes diversos com os

discos de alumínio após o colapso. Aumentos: 0,1x e 1,1x....................................................138

Figura 142– As setas indicam marcas de desgaste oriundas do contato dos discos de alumínio

com a camisa de cilindro. Aumentos: 1,1x.............................................................................139

Figura 143– A imagem indica a diferença geométrica entre as saídas de rosca das duas

hastes, como indicam as setas. Observa-se, também, a deformaçào plástica imposta à porca

após a ruptura. Aumento: 0,3x. ..............................................................................................139

Figura 144– Aspecto da superfície da fratura onde observam-se marcas de praia

características de processos de fadiga. Aumento: 2x. ...........................................................140

Figura 145– Micrografias mostrando a microestrutura esferoidizada de baixa dureza da

haste rompida. Ataque: água régia; aumentos: 500 e 1000x. ...............................................141


Figura 146– Micrografias indicando a microestrutura martensítica revenida com carbonetos

dispersos da haste original. Ataque: água régia; aumentos: 500 e 1000x. ...........................141

Figura 147– Micrografia apresentando uma trinca junto a diversas microtrincas. 40X. Sem

ataque. ....................................................................................................................................144

Figura 148– Micrografia apresentando, em detalhe, contornos de grão já com corrosão

intergranular. Aumento de 2356X. Ataque: Solução 40 e Murakami. ...................................144

Figura 149- (a) Região a qual é possível observar a condição da matriz. 100X. Ataque:

Solução 40 e Murakami (b) Depósito de óxido em contorno de grão. 450X. Ataque: Solução

40 e Murakami. (c) Camada de óxido de cerca de 50µm de espessura. 932X. Sem ataque..145

Figura 150– A imagem mostra carbonetos metálicos em contornos de grãos austeníticos e

maclas de deformação. 500X. Ataque: Solução 40 e Murakami............................................145

Figura 151– Espectro de energia dispersiva por raios-X realizado no contorno de grão de

uma das amostras. ..................................................................................................................146

Figura 152– Imagem mostrando a ruptura da engrenagem do redutor. Observam-se as

marcas de praia caracterizando a propagação de fadiga na direção da aplicação da força no

dente e nos dois sentidos. Aumento: 0,4x. ..............................................................................148

Figura 153– Detalhes da grande superfície de propagação da fadiga. A ruptura final, por

outro lado, apresenta menor área. Aumentos: 0,3x e 0,5x respectivamente..........................148

Figura 154– A imagem mostra, em detalhe, a região de início da falha, na interseção dos

fundos dos furos. As marcas de praia evidenciam a propagação a partir desta região.

Aumento: 2,2x.........................................................................................................................149

Figura 155– Microestrutura martensítica de elevado carbono encontrada na camada

cementada da engrenagem. À esquerda, 500x de aumento; à direita, detalhe a 1300x de

aumento. Ataque: nital 2%. ....................................................................................................150

Figura 156– Aproximando-se do final da camada cementada observa-se maior quantidade de

microestrutura bainítica. Aumento: 1000x; ataque: nital 2%. ..............................................150

Figura 157– No núcleo a engrenagem apresenta microestrutura predominantemente bainítica

com alguma quantidade de martensita e ferrita em contornos. À esquerda, aumento de 500x;

à direita, aumento de 1000x. Ataque: nital 2%......................................................................151

Figura 158– Perfil de microdurezas partindo da superfície do flanco do dente (na altura do

diâmetro médio) e seguindo perpendicularmente em direção ao núcleo...............................151

Figura 159– Curvas de Wöhler para corpos de prova lisos e entalhados.(1).........................153

Figura 160– Curva da/dN X ∆K típica do aço ASTM A533 B1.(2) .........................................153


Figura 161– Visualização da engrenagem e do tipo de entalhe utilizado (Chevron Notch). 155

Figura 162- Distribuição de tensões na engrenagem contendo um furo passante na posição

dos furos da engrenagem fraturada. ......................................................................................157

Figura 163- Distribuição das tensões na engrenagem contendo um furo passante na posição

dos furos da engrenagem G-5. ...............................................................................................158

Figura 164- Detalhe da concentração de tensão no fundo do furo do modelo contendo os

furos e um defeito entre eles. ..................................................................................................159

Figura 165- Furo com trincas nos pontos de maior tensão trativa na direção tangencial a

superfície do furo. Trinca superior, à esquerda: 0,26 mm, KI = 2,46 MPa.m1/2. Trinca

inferior, a direita: 0,33 mm, KI = 2,52 MPa.m1/2...................................................................160

Figura 166- Após simulação da propagação das trincas. Trinca superior, esquerda: 10,3 mm,

KI = 4,32 MPa.m1/2. Trinca inferior, direita: 12,8 mm, KI = 5,36 MPa.m1/2.........................160

Figura 167- Curva de taxa de propagação de trinca por fadiga em função do fator de

intensidade de tensões cíclicas obtida através de ensaio para o material da engrenagem...162

Figura 168– Furo com trincas nucleadas em pontos de máxima tensão trativa na superfície.

................................................................................................................................................163

Figura 169– Modelo de elementos finitos da trinca propagada até aproximadamente 100 mm

(trinca inferior).......................................................................................................................163

Figura 170– Valores de K em função do tamanho de trinca na simulação por elementos

finitos. .....................................................................................................................................164

Figura 171– Curva de K vs. tamanho de trinca obtido através da simulação por elementos

finitos. .....................................................................................................................................164

Figura 172– Curva de tamanho de trinca vs. número de ciclos obtida através da simulação.

................................................................................................................................................165

Figura 173– Curva de K vs. número de ciclos obtida através da simulação. .......................165

Figura 174– Fotografia mostrando o caminhão após a falha com o suporte. ......................169

Figura 175– Vista de perfil ilustrando o chassi em seu estado original e após a colocação do

suporte utilizando o mesmo parafuso.....................................................................................169

Figura 176– Figura ilustrando as trincas na chapa de fixação e a posterior manutenção com

reparo de solda.......................................................................................................................169

Figura 177– Macrografia mostrando a peça após o colapso. Nota-se a separação das

extremidades da chapa circunvizinhas aos parafusos de fixação. O parafuso central perdeu-

se no colapso de forma que não pôde ser analisado. Aumento: 0,2x. ...................................170


Figura 178– Figura mostrando o esquema da peça após a solda de reparo. As trincas

verticais reiniciam na solda de reparo devido ao maior nível de tensões cisalhantes na

região......................................................................................................................................170

Figura 179– Macrografia mostrando a região da solda de reparo com grande oxidação e a

propagação de trincas dentro do metal de solda. Aumento: 1,1x..........................................171

Figura 180– Macrografia mostrando a fratura do lado direito. Identificam-se as regiões de

fadiga perto do furo do parafuso e na solda, com maior oxidação, que iniciaram antes do

reparo. Após o reparo houve fadiga de baixo ciclo dando seqüência as fadigas iniciais nas

duas regiões. Finalmente observam-se as regiões de ruptura final. Os números 1 e 2 indicam

a 1a e a 2a frentes de fadiga. Aumento: 1,6x...........................................................................171

Figura 181– Macrografia mostrando a fratura do lado esquerdo, observa-se aqui uma maior

área de fadiga na zona do parafuso e a ocorrência de fadiga na solda de reparo. Após a

ruptura do parafuso central ocorreu uma fadiga de baixo ciclo na solda de reparo (parte

clara) e seguido de ruptura final. Os números 1 e 2 indicam a 1a e a 2a frentes de fadiga.

Aumento: 1,8x.........................................................................................................................172

Figura 182- Micrografia em MEV mostrando estrias de fadiga na segunda região. Aumento:

3360x. .....................................................................................................................................172

Figura 183– Macrografia mostrando uma trinca oxidada na solda do lado interno do perfil

”U” perto da fratura do lado direito. Aumento: 1x. ..............................................................172

Figura 184– Macrografia mostrando a propagação de uma trinca na solda da chapa

triangular soldada no fundo dos perfis “U”. Aumento: 1,5x.................................................173

Figura 185– Figura ilustrando a solicitação sofrida pela estrutura em serviço...................174

Figura 186– Esquema mostrando os pontos de maior solicitação e a propagação da trinca

por fadiga. O esforço na região de fixação pode ser resumido a um momento fletor devido ao

peso do estepe. A vibração em serviço determina uma solicitação dinâmica propícia para

processos de fadiga. ...............................................................................................................174

Figura 187– Esquema mostrando o espaço criado pela vibração em serviço devido a falta de

apoio na parte inferior. Nota-se a possibilidade de fadiga no ponto D.................................175

Figura 188– Gráfico mostrando os resultados do perfil de microdurezas. ...........................176

Figura 189– Micrografia mostrando o metal base da chapa. Observa-se uma grande

quantidade de ferrita com pouca perlita, típico de um aço SAE 1010. Ataque: nital 3%.

Aumento: 100x........................................................................................................................176


Figura 190– Micrografia mostrando a zona afetada pelo calor onde ocorreu um refinamento

granular. Matriz ferrítica e perlítica próximo a solda de reparo. Ataque: nital 3%. Aumento

100x. .......................................................................................................................................176

Figura 191- Micrografia mostrando o metal de solda. Crescimento de grãos colunares

seguindo o fluxo de resfriamento da poça de fusão. Matriz formada por ferrita acicular e

estrutura de Widmanstätten. Ataque: nital 3%.Aumento: 100x. ............................................177

Figura 192- Micrografia mostrando o metal de solda com trincas e defeitos internos que

fragilizam a estrutura. Ataque: nital 3%. Aumento: 50x. ......................................................177

Figura 193– Macrografia mostrando a falha do tubo junto a solda “costura”(ERW). ........179

Figura 194– Detalhe da região de ruptura do tubo mostrando a região provável de início da

falha, que apresentou maior deformação...............................................................................179

Figura 195– Imagem mostrando uma das superfícies de fratura da solda ERW. Nota-se uma

linha arredondada escura que segue por todo o comprimento da trinca. Uma fina camada

metálica envolvia tal linha antes da separação. O restante da fratura é formado apenas por

cisalhamento final. .................................................................................................................180

Figura 196– O outro lado da fratura apresenta apenas cisalhamento como mecanismo da

falha e uma separação, também por cisalhamento, que coincide sua posição com a

descontinuidade da outra superfície. .....................................................................................180

Figura 197- Espectro representativo das análises por microssonda sobre a camada oxidada.

Nota-se a formação básica de óxido de ferro. Alguns elementos tais como silício e molibdênio

também aparecem por estarem presentes no substrato (matéria prima)...............................181

Figura 198– Micrografia da superfície da falha obtida em MEV após a limpeza com reagente

de Clark. .................................................................................................................................181

Figura 199– Micrografia em MEV mostrando a figura 198 em maior aumento detalhando a

linha de óxidos de ferro intrínseca ao material. ....................................................................182

Figura 200– Micrografia em MEV mostrando a região da falha no sentido transversal.

Amostra extraída junto ao início da falha (região de maior deformação plástica

macroscópica). .......................................................................................................................183

Figura 201– Micrografia em MEV mostrando com maior aumento a região da falha onde

observa-se a linha da solda tangenciando o defeito. .............................................................183

Figura 202– Micrografia em MEV detalhando a superfície da falha onde observa-se a

presença de óxidos de ferro na superfície e dentro da chapa. O perfil da separação

acompanha as linhas de fluxo do material.............................................................................183


Figura 203– Micrografia em MEV mostrando a região da figura 202 com maior aumento,

detalhando a presença de óxidos de ferro (hematita). ...........................................................184

Figura 204– Micrografia em MEV da região da figura 204 com maior aumento, onde

observa-se o óxido de ferro dentro da chapa. ........................................................................184

Figura 205– Micrografia em MEV da mesma região das figuras de 202 a 204, com maior

aumento, destacando o óxido de ferro presente. ....................................................................184

Figura 206– Micrografia em MEV mostrando a superfície de fratura próximo a parede

interna do tubo onde se observa a presença de óxidos de ferro junto a superfície de fratura.

................................................................................................................................................185

Figura 207– A mesma região da figura 14 com maior aumento destacando os óxidos de ferro

junto a superfície de fratura. ..................................................................................................185

Figura 208– Micrografia em MEV de outra região junto a superfície separada apresentando

óxidos de ferro na superfície de fratura e dentro da chapa. ..................................................185

Figura 209– Micrografia em MEV de outra região junto a superfície de fratura

apresentando, também, óxidos de ferro junto a superfície e dentro da chapa do tubo. ........186

Figura 210– Micrografia em MEV da mesma região da figura 17 com maior aumento,

destacando a presença de óxidos de ferro dentro da chapa. .................................................186

Figura 211– Espectro da análise por microssonda das descontinuidades encontradas,

identificando-as como óxido de ferro.....................................................................................186

Figura 212– Espectro da análise por microscopia Raman dos óxidos de ferro encontrados na

superfície da falha e de dentro da chapa. ..............................................................................187

Figura 213– Espectros de microscopia Raman encontrados no trabalho realizado por

R.K.Singh Raman (Laser Raman Spectroscopy: a Technique for Rapid Characterisation of

Oxide Scale Layers)................................................................................................................187

Figura 214– Espectro por microscopia Raman de óxidos encontrados na superfície da chapa

do tubo, e por comparação com a literatura, identificados como óxido de ferro do tipo

hematita. .................................................................................................................................188

Figura 215– Micrografia em MEV mostrando inclusões dentro da chapa e próximo a

superfície em uma região longe das regiões da solda. ..........................................................188

Figura 216– Micrografia em MEV com maior aumento da região das inclusões.................188

Figura 217– Micrografia em MEV mostrando dobras de laminação junto a superfície e

próximo a solda ERW.............................................................................................................189

Figura 218– Micrografia em MEV detalhando a dobra de laminação. ................................189


Figura 219– Micrografia em MEV da microestrutura da chapa do tubo que rompeu..........189

Figura 220– Micrografia em MEV destacando a segregação de manganês. ........................190

Figura 221– Corpos de prova utilizados no teste de tração à quente, utilizando latão e cobre

na superfície dos corpos de prova..........................................................................................193

Figura 222– Teste de susceptibilidade a corrosão intergranular..........................................193

Figura 223– Amostra de um tubo apresentando diversas trincas na região curva. ..............194

Figura 224– Micrografia em MEV da superfície de uma das amostras trincadas mostrando a

ocorrência de diversas trincas de forma intergranular. ........................................................195

Figura 225– Micrografia em MEV de uma das trincas salientando o aspecto de fratura

intergranular. .........................................................................................................................195

Figura 226– Micrografia em MEV de seção transversal mostrando diversas trincas. .........196

Figura 227– Micrografia em MEV de seção transversal mostrando uma trinca com

profundidade em torno de 800 microns..................................................................................196

Figura 228– Micrografia em MEV de outras trincas na mesma amostra da figura 226. .....196

Figura 229– Micrografia em MEV mostrando o aspecto intergranular da trinca e da camada

rugosa formada em cima dos grãos. ......................................................................................197

Figura 230– Espectro por EDS da camada rugosa, mostrando ser óxido de cromo. ...........197

Figura 231– Micrografia em MEV de uma outra trinca intergranular, destacando a camada

formada em cima do grão do material. ..................................................................................197

Figura 232– Espectro da análise por EDS mostrando a presença de cobre. ........................198

Figura 233– Micrografia em MEV mostrando a superfície de uma das amostras apresentando

um depósito que apresentou cobre e cloro, identificado por análise EDS como mostra o

espectro abaixo.......................................................................................................................198

Figura 234– Espectro da análise por EDS do depósito encontrado na superfície da amostra

da figura 235. .........................................................................................................................198

Figura 235– Micrografia em MEV do aspecto superficial dos tubos, região não aquecida e

curva. ......................................................................................................................................199

Figura 236– Micrografia em MEV do aspecto superficial de outra amostra de tubo, região

não aquecida e curva..............................................................................................................199

Figura 237– Micrografia em MEV mostrando o ataque intergranular da amostra da figura

236 vista transversalmente. ....................................................................................................199

Figura 238– Micrografia em MEV mostrando outra região apresentando ataque

intergranular. .........................................................................................................................200


Figura 239– Micrografia em MEV da fratura do c.p. de tração ensaiado a temperatura

ambiente. ................................................................................................................................201

Figura 240– Micrografia em MEV da microestrutura do c.p. de tração ensaiado a

temperatura ambiente mostrando a superfície sem trincas. ..................................................201

Figura 241– Micrografia em MEV do c.p. de tração ensaiado a 650oC mostrando o aspecto

de fratura por coalescimento de microcavidades. .................................................................202

Figura 242– Micrografia em MEV mostrando a região do centro da fratura, apresentando

coalescência de microcavidades. ...........................................................................................202

Figura 243– Micrografia em MEV da microestrutura do c.p. de tração a 650oC apresentando

pequenas trincas na superfície e grãos sensitizados. .............................................................202

Figura 244– Micrografia em MEV da microestrutura da mesma amostra da figura 245 com

maior aumento, destacando os grãos sensitizados.................................................................203

Figura 245– Micrografia em MEV da fratura do c.p. de tração ensaiado a temperatura de

900oC mostrando na superfície fratura intergranular e em direção ao centro coalescimento

de microcavidades ..................................................................................................................203

Figura 246– Micrografia em MEV da fratura no centro do c.p. mostrando micromecanismos

de coalescência de microcavidades........................................................................................204

Figura 247– Micrografia em MEV da microestrutura do c.p. de tração ensaiado a 900oC

mostrando trincas intergranulares na superfície do material com produtos de corrosão

dentro destas...........................................................................................................................204

Figura 248– Micrografia em MEV da microestrutura do c.p. de tração ensaiado a 900oC

mostrando trincas intergranulares na superfície do material com produtos de oxidação

dentro destas em outra região e com maior aumento. ...........................................................205

Figura 249– Micrografia em MEV do c.p. de tração ensaiado a 1000oC mostrando o aspecto

da fratura, onde se pode observar na superfície fratura intergranular e ao centro

coalescimento de microcavidades. .........................................................................................205

Figura 250– Micrografia em MEV mostrando com maior aumento a região da superfície do

c.p. apresentando fratura intergranular. ...............................................................................206

Figura 251– Micrografia em MEV mostrando o centro da fratura apresentando coalescência

de microcavidades. .................................................................................................................206

Figura 252– Micrografia em MEV da microestrutura do c.p. ensaiado a 1000oC mostrando

diversas trincas intergranulares.............................................................................................206


Figura 253– Micrografia em MEV da microestrutura do c.p. ensaiado a 1000oC mostrando

diversas trincas intergranulares em outra região do c.p. ......................................................207

Figura 254– Micrografia em MEV da fratura do c.p. de tração a 1050oC com cobre na

superfície. ...............................................................................................................................207

Figura 255– Micrografia em MEV da fratura do c.p. de tração a 1050oC com cobre na

superfície com maior aumento. ..............................................................................................208

Figura 256– Micrografia em MEV da microestrutura mostrando trincas na superfície do c.p.

com produtos de corrosão no interior das trincas. Sem ataque químico...............................208


com produtos de corrosão no interior das trincas em outra região do c.p. Sem ataque

químico. ..................................................................................................................................208

Figura 258– Micrografia em MEV da fratura do c.p. de tração a 1050oC com latão na

superfície. ...............................................................................................................................209

Figura 259– Micrografia em MEV da fratura do c.p. de tração a 1050oC com latão na

superfície, com maior aumento. .............................................................................................209


com produtos de corrosão no interior das trincas. Sem ataque químico...............................210

Figura 261– Macrografia em câmera digital dos corpos de prova achatados. ....................210

Figura 262– Macrografia em câmera digital mostrando a superfície das dobras do teste de

amassamento onde não foram observadas trincas.................................................................211

Figura 263– Macrografia mostrando o componente recebido. Aumento: 0,1x.....................213

Figura 264– Imagens mostrando as superfícies de fratura do componente recebido. Observa-

se a presença de linhas radiais originadas em toda a circunferência. Aumento: 0,8x..........214

Figura 265– Macrografia mostrando a superfície de fratura contendo marcas de praia

concêntricas e linhas radiais oriundas da superfície. Aumento: 1,4x. ..................................214

Figura 266– Imagem mostrando a região do raio de concordância contendo profundas

marcas de usinagem. Aumento: 2x. ........................................................................................214

Figura 267– A esquerda observa-se uma descontinuidade na superfície do eixo. À direita,

após ataque com nital 10%, podem ser observadas manchas e alterações na microestrutura,

mostrando que há metal de solda. Aumento: 0,8x..................................................................215

Figura 268– Imagem mostrando a superfície de fratura. Observou-se uma superfície

amassada devido ao processo de fadiga e regiões de fratura intergranular. À direita, com

maior aumento, a região intergranular apresentando tamanho de grão grosseiro. .............215


Figura 269– À esquerda, micrografia mostrando a região de início da falha. Observa-se a

presença de metal de solda (parte clara, a) e microestrutura martensítica (fase escura, b). À

direita, com maior aumento a região martensítica formada na zona termicamente afetada.

Ataque: nital 3%. Aumentos: 25x e 100x, respectivamente. ..................................................216

Figura 270– Micrografia mostrando a região central do eixo. Microestrutura formada por

bainita e ilhas de perlita. Ataque: nital 3%. Aumento: 100x. ................................................216

Figura 271– A Região 1 indica o início da fratura e a Região 2 indica a propagação da

fratura próxima à solda da haste lateral. Aumento: 0,2x. .....................................................219

Figura 272– Em A, a região 1 indica o início da fratura, a região 2 é próxima à solda da

haste lateral, a região 3 mostra as marcas de sargento e a região 4 as estrias da superfície.

Em B a seta indica a região de início da fratura. Aumento: 0,6x. .........................................219

Figura 273- A seta 1 mostra as marcas de sargento e a seta 2 as estrias da superfície da

fratura. Aumento: 0,6x. ..........................................................................................................220

Figura 274- Região próxima à solda da haste lateral. Aumento: 0,6x. .................................220

Figura 275- Em A, superfície lateral externa do eixo, sendo que a seta indica o início da

falha. Aumento: 1,2x. Em B, vários pontos de nucleação da fadiga e a seta indica uma

pequena marca concentradora de tensões. ............................................................................220

Figura 276– Em A observa-se uma trinca secundária e em B estrias de fadiga. ..................221

Figura 277– Em A é mostrado um degrau do material na região de início da fratura. Em B é

mostrado o coalescimento de microcavidades na região próxima à solda............................221

Figura 278– Em A é mostrada a microestrutura do eixo formada por ferrita e perlita.

Aumento 1000x; ataque Nital 3%. Em B observa-se uma estrutura bandeada, típica de

laminação. Aumento: 100x; ataque Nital 3%. .......................................................................222

Figura 279- Em A é mostrada a camada de ferrita na superfície da amostra. Aumento: 100x;

ataque: Nital 3%. Em B a seta indica a camada de óxido. Aumento: 500x; ataque: Nital 3%.

................................................................................................................................................222


1 - FADIGA

Fadiga, por definição, é a ruptura progressiva que ocorre em componentes e estruturas

devido a solicitações dinâmicas e cíclicas.

Por volta do ano 1850, Wöhler estudou a ruptura de eixos ferroviários. Tais falhas

eram imprevisíveis para os engenheiros da época. Os eixos podiam fraturar após algumas

centenas de quilômetros em serviço, e, embora projetados de acordo com critérios de

resistência estática, as fraturas ocorriam sob condições de carregamento normal. Além disso,

não obstante ensaios de tração realizados no material antes da entrada em serviço revelarem

adequada ductilidade, a ruptura em serviço não apresentava sinais de apreciável deformação

plástica. Ainda mais intrigante era o fato de que ensaios de tração realizados no material após

a fratura em serviço apresentavam as características de ductilidade iniciais.

Apesar de não ter sido o primeiro pesquisador a estudar a fadiga, Wöhler tem o mérito

de ter adquirido resultados e métodos até hoje empregados. Há quase cento e cinqüenta anos

Wöhler batizou com a designação de fadiga de materiais as fraturas que ocorrem em situações

de baixa tensão nominal em componentes sujeitos a cargas que variam ciclicamente. Foi

notado que estas fraturas iniciavam normalmente junto a uma mudança de seção, na

vizinhança de entalhes ou qualquer descontinuidade do material. Wöhler realizou experiências

de fadiga em corpos de provas lisos não entalhados e isentos de fissuras pré-existentes,

concluindo que existia um valor mínimo da amplitude de tensão abaixo da qual o corpo de

prova não rompia, independente do número de ciclos de carga aplicados.

Normalmente, em serviço, a ruptura ocorre devido à aplicação de cargas cíclicas com

tensão máxima muito inferior ao limite de escoamento do material. Neste caso a falha ocorre

após um elevado número de ciclos com pouca deformação macroscópica. Considera-se, então,

esta falha como sendo fadiga de alto ciclo, regida pela tensão.

Por outro lado, quando flexionamos um fino arame de aço ao carbono, por exemplo,

no intuito de parti-lo, na verdade estamos submetendo-o à ruptura por fadiga. Bastam algumas

poucas flexões para rompê-lo. Neste caso estamos aplicando tensões acima do limite de

escoamento do material a solicitações de flexão alternada. A ruptura é regida pela deformação

do material e ocorre geralmente com um pequeno número de ciclos. Este tipo de fadiga é

conhecido como fadiga de baixo ciclo.


A fadiga é, portanto, dividida em dois tipos. Fadiga de alto ciclo, que os pesquisadores

geralmente consideram como sendo aquelas que ocorrem com 103 ciclos ou mais, e fadiga de

baixo ciclo, que ocorrem com menos de 103 ciclos.

Para que ocorra uma falha por fadiga é necessário que três fatores sejam aplicados

simultaneamente no material: solicitações dinâmicas, solicitações de tração e deformação

plástica.

É importante salientar que, mesmo que uma peça não esteja submetida a um esforço de

tração simples, ela pode sofrer tração localizada. Um corpo de prova bi-apoiado que sofre

uma carga ortogonal, ou seja, uma solicitação de flexão unidirecional tem a mesma

configuração de tensões distribuída de forma que numa geratriz ter-se-á um elemento

infinitesimal com tensão máxima de compressão e, no elemento diametralmente oposto, será

verificada a tensão máxima de tração, conforme mostra a figura 1.

Figura 1– Representação esquemática do gradiente de tensões num corpo de prova bi-

apoiado com uma carga de flexão aplicada.

Com efeito, é comum ocorrer a falha por fadiga em materiais não submetidos a

esforços cíclicos de tração simples. Mais adiante, quando serão abordados os aspectos

macroscópicos da fadiga, será mostrado um esquema que relaciona as características

superficiais da fratura com os respectivos esforços que a originaram.

Outro detalhe que deve ser considerado é o fato de sempre ocorrer deformação plástica

envolvida numa falha por fadiga. Foi dito anteriormente que a fadiga de alto ciclo é regida

pela tensão aplicada. Todavia, apesar de às vezes não ser visível macroscopicamente, sempre

ocorre deformação plástica num processo de fadiga, mesmo que tal deformação seja

localizada apenas na ponta da trinca que progride.


1.1 - TIPOS DE CARREGAMENTO CÍCLICOS

Para que haja fadiga de um componente é necessária a presença de um carregamento

cíclico ou variável com o tempo.

A tensão estática aplicada eqüivale à tensão média, simbolizada por σm. A amplitude

de tensão será simbolizada como σa , sendo σa a amplitude de tensão cíclica que provoca

ruptura por fadiga. As tensões máxima e mínima são simbolizadas por σmax e σmin ,

respectivamente, como ilustra a figura 2 a seguir.

Figura 2- Forma de carregamento onde a tensão varia senoidalmente com o tempo.

As cargas solicitantes cíclicas são geralmente classificadas em três categorias:

I – Carga estática, cujo valor permanece constante ao longo do tempo ou apresenta

variação tão lenta que o efeito de massa pode ser considerado desprezível (figura 3-I).

II – Carga repetida, cujo valor varia periodicamente, entre um máximo e zero (figura

3-II). A tensão média é igual a tensão alternante e a metade da tensão máxima.

III – Carga alternante (ou cíclica pura), cujo valor varia periodicamente, entre um

máximo positivo e um negativo, simétrico em relação ao eixo do tempo (figura 3-III). A

tensão média neste tipo é nula.

O caso geral de carga dinâmica pode ser estudado como a combinação dos casos I e III

de carga. (figura 3-IV)(2) e é determinada de carga flutuante.


Figura 3– Tipos característicos de carregamento.

1.2 - CURVAS DE WÖHLER OU S-N

Pelo ensaio de uma série de corpos de prova com cargas repetidas de valor máximo

decrescente, verifica-se que o número de ciclos necessários para a ruptura aumenta

rapidamente. A curva limite inferior do campo de dispersão dos resultados obtidos pelo ensaio

descrito anteriormente é a curva de Wöhler ou S-N (figura 4). Em aços observa-se a existência

de um patamar abaixo da qual a peça não rompe, independente do número de ciclos. Este

valor de tensão é denominado limite de fadiga. Nem todos os materiais apresentam um limite

à fadiga específico. O alumínio é um exemplo, sendo então convencionado como o limite à

fadiga para estes materiais o valor de tensão máxima no qual não se observa ruptura em 107

ciclos. Para as tensões acima do limite de fadiga pode-se determinar a resistência à fadiga. A

figura 4 mostra um exemplo da determinação das curvas de Wöhler para trilhos CSN novos e

usados.


Figura 4– Curvas de Wöhler para trilhos ferroviários novos e usados, utilizando flexão

em 4 pontos.

A curva de Wöhler tem a limitação de valer apenas para o tipo de carregamento para o

qual foram ensaiados os corpos de prova. Se houver mudança do carregamento, ou no caso de

juntas parafusadas, da protensão, novas curvas terão que ser levantadas para a previsão do

limite ou resistência à fadiga.

1.3 - DIAGRAMA DE GOODMAN

A relação entre a tensão média e a resistência a fadiga de qualquer componente pode

ser avaliada através do diagrama de Goodman. Existem outras formas de expressar esta

relação. Contudo, o diagrama de Goodman traz a vantagem de incorporar diversos dados,

como a resistência a fadiga sob as diversas condições de solicitações (alternada, repetida e

flutuantes), a resistência ao escoamento e a resistência a ruptura(3).

Para construir o diagrama, atribui-se ao eixo das ordenadas os valores da tensão média

e no eixo das abcissas, além dos valores da resistência à ruptura estática e a tensão de

escoamento, os valores de resistência à fadiga ou limite de resistência à fadiga, qualquer um

dos dois que seja pré-determinado.

Sendo assim, em posse dos corpos de prova ou peças a serem analisadas, estabelece-se

um valor padrão de número de ciclos para os ensaios, e determina-se o valor da resistência

quando da ruptura do componente.


O diagrama mostra que a medida em que aumenta a tensão média, aumenta também a

resistência à fadiga e diminui a amplitude de solicitação. Isto até chegar ao nível de

escoamento quando, então, o aumento da tensão média não mais implica no aumento da

resistência, apesar de continuar diminuindo a amplitude.

Goodman nos dá, em função da tensão média, os valores de tensões máximas e

mínimas a partir dos quais não ocorre mais a ruptura. Esta se mostra como uma alternativa

melhor do que a abordagem convencional onde teriam de ser traçadas as curvas de Wöhler

para cada caso de carregamento.

O diagrama de Goodman na realidade é uma simplificação, em favor da segurança, do

diagrama de Smith que será abordado a seguir para um melhor entendimento da procedência e

construção do primeiro.

O diagrama de Smith está na figura 5, onde a curva superior do diagrama representa as

tensões máximas e, a inferior, as tensões mínimas. AO representa a resistência à fadiga sob

carga alternante (σRIII), caso onde a tensão média é zero. CD representa a resistência à fadiga

sob carga repetida (σRII) onde a carga mínima é igual a zero.

O ponto G representa a tensão de ruptura sob carga estática (σRI) onde σmáx = σmín. Se

o material resiste igualmente a solicitações de tração como compressão o diagrama é

simétrico nos quadrantes I e III.

Uma reta a 450, a partir de zero, representa a linha das tensões médias σm.

A partir do ponto E do diagrama, as tensões ultrapassam a tensão de escoamento σe.

Como o estudo da fadiga é feito geralmente para componentes estruturais ou elementos de

máquinas onde não é admitido grande deformação, a tensão máxima admissível não é mais

governada pela ruptura da peça mas sim pela deformação; então o gráfico é interrompido por

uma reta EF paralela ao eixo das σm. Por simetria a reta FD constitui o limite inferior.


Figura 5- Diagrama de Smith para um componente com as mesmas propriedades em

tração e compressão.

É possível simplificar o diagrama de Smith substituindo as linhas de tensão máxima e

mínima por retas, unindo os pontos AE e BF, ou ainda mais simples unindo os pontos AG e

BG, e fazendo o mesmo procedimento para o terceiro quadrante. A segunda simplificação

sugerida equivale ao diagrama de Goodman. Os erros decorrentes desta simplificação são

pequenos e contribuem em favor da segurança.

Desta forma é possível traçar o diagrama de Smith e determinar a resistência à ruptura

σr para qualquer carga média σm pelo simples conhecimento da resistência à fadiga σRIII, da

tensão de escoamento σe e da tensão de ruptura sob carga estática σRI(4).

A figura 6 apresentada a seguir ilustra a forma final de um diagrama de Goodman

representativo de aços ao carbono para solicitações com tensão média maior ou igual a zero.


Figura 6- Representação de diagramas de Goodman, na região positiva da tensão

média(5).

O parâmetro que determina o local do diagrama onde se encontra o componente é

chamado parâmetro angular, que é definido como a relação entre a tensão máxima e média

aplicadas ao mesmo. Para a reta das tensões médias o parâmetro angular é unitário,

aumentando conforme aproxima-se do ponto de carregamento repetido onde vale 2 (a tensão

máxima vale o dobro da tensão média).

m

máxaττ

=

O diagrama é constituído a partir de amostras que devem apresentar mesmas

características, quer dizer, na construção do diagrama para analisar o limite de resistência à

fadiga sob solicitação de flexão rotativa de um material qualquer, deve-se usinar e retificar as

amostras cilíndricas a partir da matéria prima buscando a uniformidade de tais amostras.

1.4 - ETAPAS DO PROCESSO DE FADIGA


As rupturas promovidas por processos de fadiga distinguem-se por apresentarem três estágios

conhecidos. O primeiro estágio é o que abrange o período de nucleação da falha, onde a

iniciação ocorre devido à máxima tensão principal de cisalhamento a 450 com a tensão

principal de tração aplicada.

O segundo estágio compreende a propagação de uma trinca, na direção ortogonal a tensão de

tração. Finalmente ocorre a ruptura catastrófica, que é o terceiro estágio, no momento em que

a seção resistente diminui o suficiente para que não mais suporte um ciclo de carga e rompa

por sobrecarga.

1.4.1 - ESTÁGIO I – NUCLEAÇÃO DA FADIGA

As fraturas de fadiga normalmente iniciam na superfície do corpo de prova.

Considerando ensaios por torção, flexão e até mesmo por tração-compressão simples, a tensão

máxima sempre estará situada em algum ponto na superfície. Além disso, as fraturas por

fadiga começam como trincas microscópicas, logo são sensíveis mesmo a pequenas

concentrações de tensão.

É por este motivo que um corpo de prova para o ensaio de fadiga só será

representativo para avaliar as características de um determinado material se estiver isento de

qualquer defeito superficial (ou seja, polido). Todavia, podem ocorrer casos em que a falha

inicia no interior do corpo de prova ou no componente. As tensões residuais, descontinuidades

e defeitos internos podem deslocar o ponto de tensão máxima efetiva para o interior do

material, não sendo, desta forma, regra geral a nucleação da fadiga na superfície do

componente.

Pesquisas indicam que os processos de deformação plástica envolvidos num

mecanismo de fadiga são o escorregamento e a maclação. Ensaios foram realizados a 4 K de

temperatura para descartar a contribuição da energia térmica. Pode-se concluir que é possível,

então, haver fratura de fadiga sem ativação térmica, o que indica que processos de difusão não

são necessários para a formação de trincas de fadiga(6).

Um grande número de mecanismos de discordâncias tem sido propostos. Contudo, nenhum

deles é completamente satisfatório.

O escorregamento parece ser o fator predominante na fadiga da maioria dos metais a

temperaturas próximas à ambiente. Considerando temperaturas muito baixas em ensaios de

corpos de prova de aço ou ferro fundido, a maclação é provavelmente importante(6).

O tamanho e o número de bandas de escorregamento são função do número de ciclos e

da amplitude de tensão aplicada. Conforme aumenta o número de ciclos, aumenta o tamanho

e o número de bandas, assim como níveis de tensões mais elevados também produzem valores

maiores.


As bandas de escorregamento, sob ação de cargas cíclicas, tendem a agrupar-se em

pacotes que formam ressaltos ou depressões, dependendo do tipo de solicitação conforme

pode ser observado na figura 7. A formação de tais depressões está ligada à orientação do

cristal junto à superfície, sendo favorecida se a direção de cisalhamento for normal à

superfície.

Uma conseqüência do movimento de discordâncias durante a fadiga é a possível

ocorrência de pequenas e localizadas deformações chamadas de intrusões e extrusões. Uma

extrusão é uma pequena porção de material extrudada a partir da superfície da banda de

escorregamento. As intrusões, ao contrário, aparecem como cavidades em tais bandas. Essas

perturbações superficiais têm altura aproximada entre 1 e 10 µm e aparecem a cerca de um

décimo da vida total da amostra.

A nucleação, com efeito, é a etapa de um processo de fadiga que compreende a

formação de uma pequena trinca (não ultrapassando cinco grãos do material) que segue numa

direção a 450 em relação a tensão principal responsável pela falha. A trinca formada nesta

etapa é produzida pela máxima tensão principal de cisalhamento.

Figura 7– Fotomicrografia demonstrando intrusões e extrusões na superfície(10).


Figura 8– Diferença nos perfis da superfície, onde as bandas de escorregamento

interceptam a superfície. (A) Deformação unidirecional. (B) Deformação alterada(7).

1.4.2 - ESTÁGIO II – PROPAGAÇÃO

A propagação corresponde ao crescimento da trinca num plano perpendicular à direção

da tensão normal principal. Este segundo estágio é o mais característico da fadiga. É sempre

visível a olho nu e pode corresponder a uma grande parte da seção resistente. As tensões de

tração provocam o crescimento da trinca neste estágio.

No momento em que a concentração de tensões produzida pela fissura da nucleação

for alta o suficiente, a direção de 450 muda para um plano perpendicular à tensão normal

principal que atua no elemento. Desta forma a trinca passa a crescer progressivamente e com

velocidade crescente na direção deste plano. Condições de escorregamento múltiplo, ou seja,

a variação dos planos preferenciais de deslizamento ao longo dos sucessivos grãos do material

a partir da região de nucleação favorece o estágio de propagação da fadiga. A transição do

primeiro para o segundo estágio é geralmente induzida quando uma trinca em um plano de

escorregamento encontra um obstáculo, tal como um contorno de grão.


A superfície de propagação depende, então, da direção da tensão normal principal que

poderá variar em função das solicitações impostas. Esta superfície tem por característica uma

textura lisa e avança de forma semicircular provocada pelo estado triaxial de tensões

encontrado na ponta da trinca. A deformação plástica localizada pode provocar uma marca

superficial a cada ciclo ou a um conjunto determinado de ciclos de cargas. Tais marcas são

chamadas de estrias de fadiga e são encontradas mais facilmente em materiais dúcteis.

Figura 9– Estrias de fadiga numa liga 2024-T3 correspondem a seqüência variada da

amplitude de carregamento(4).

O estágio de propagação da trinca ocorre por um processo plástico que torna a ponta

da trinca rombuda, como pode ser visto na figura 10. No início do carregamento cíclico a

ponta da trinca é aguda (figura 10a). À medida que o esforço de tração é aplicado, o pequeno

entalhe duplo na ponta da trinca concentra o deslizamento ao longo dos planos que fazem 450

com a superfície da trinca (figura 10b). Conforme a trinca alarga para a sua extensão máxima

(figura 10c), ela avança por cisalhamento plástico ao mesmo tempo em que sua ponta se torna

rombuda. Quando a carga muda para compressão, as direções de deslizamento na extremidade

são invertidas (figura 10d), as faces da trinca são compactadas e a nova superfície da trinca,

criada na tração, é forçada para o plano da trinca (figura 10e) onde é parcialmente dobrada por

flambagem formando uma ponta de trinca novamente aguda. Assim, a trinca já está pronta

para avançar e seguir para o próximo ciclo.


Figura 10– Processo plástico de alargamento da ponta da trinca para o estágio II de

crescimento de trinca por fadiga(8).

As marcas de praia podem ser consideradas como o mais característico aspecto das

falhas por fadiga. Assim como as estrias, as marcas de praia também são semicirculares mas

são, entretanto, visíveis a olho nu ou com o auxílio de lupa de baixo aumento. As marcas de

praia podem ser originadas através dos diferentes graus de oxidação, produzidos nas

sucessivas paradas para repouso do equipamento ou pela variação na amplitude ou freqüência

da solicitação. É evidente que se não ocorrer nenhum destes fatores na propagação da trinca,

não surgirão as marcas de praia. A proporção entre as etapas de propagação e ruptura final

indica o grau de sobrecarga da peça. A posição e a quantidade dos pontos de nucleação, bem

como a orientação das linhas de praia, indica qual o tipo de carga que provocou a fadiga

(flexão, rotação, flexo-rotação, tração, entre outros). As figuras 11 a 13 apresentam alguns

exemplos de propagação de trincas por fadiga observadas em diferentes componentes. A

figura 14 apresenta um desenho esquemático de marcas de fadiga produzidas em

componentes lisos e entalhados com seções transversais redondas, quadradas, retangulares e

em chapas espessas sob várias condições de carregamento em tensões nominais altas e baixas.

Através da comparação das marcas de praia observadas em componentes rompidos com o

quadro apresentado na figura 14, tem-se ter uma noção da forma e amplitude do carregamento

a que o componente estava submetido em serviço.


Figura 11– Marcas de praia propagadas na seção transversal de uma haste de biela para motor automotivo.

Figura 12– Fadiga em trilho ferroviário. Observa-se a nucleação subsuperficial na região do boleto.

Figura 13– Fadiga em válvula petroquímica.


Figura 14– Esquema de marcas nas superfícies de fraturas por fadiga produzidas em componentes lisos e entalhados com seções transversais redondas, quadradas e retangulares e em chapas espessas sob várias condições de carregamento em tensões nominais altas e baixas.


O estágio de propagação de uma trinca de fadiga é alvo de muitos estudos e pesquisas,

sendo equacionado, hoje em dia, através de leis ditadas pela mecânica da fratura. A relação

entre a propagação de uma trinca por fadiga e o número de ciclos de solicitações é um

importante dado de projeto para estruturas, pois é possível, com isso, estimar a vida útil das

estruturas, mesmo com a presença de fissuras já em fase de propagação. No caso de fadiga em

componentes mecânicos, esta abordagem é de difícil aplicação, visto que, devido ao nível de

tensões empregado, e, portanto, a velocidade de propagação ser elevada,, não é simples o

acompanhamento do desenvolvimento da trinca em elementos de máquina e componentes

mecânicos em geral. Além disso, muitos pesquisadores atribuem ao estágio de nucleação em

componentes mecânicos a maior parte da vida em fadiga (em torno de 90%), o que torna

ainda mais difícil o acompanhamento da propagação da trinca no segundo estágio.

Resultados de estudos de fadiga mostram que a vida de estruturas pode ser relacionada

com a taxa de propagação da trinca. A figura 15 é um típico diagrama que relaciona o

crescimento da trinca com o número de ciclos para dois níveis de tensões aplicadas. Nota-se

que o maior nível de tensão diminui o número de ciclos necessários para a ruptura e que a

taxa de propagação é crescente com o número de ciclos de aplicação de carga.

Figura 15– Curvas que relacionam o comprimento da trinca “a” com o número de ciclos em dois níveis de tensões “σ1” e “σ2” para o estudo da fadiga. A taxa de propagação da/dN está indicada para um comprimento de trinca “a1”nos níveis de tensão.


A taxa de propagação da trinca da/dN aparentemente segue uma equação do tipo:

da/dN = Cσaman

Onde:

C = constante;

σa = tensão alternada;

a = comprimento da trinca;

m = varia de 2 a 4;

n = varia de 1 a 2.

A propagação da trinca pode ser expressa também em termos de deformação total,

através de uma simples lei potencial que se aplica da região de deformação elástica até a

plástica.

da/dN = C1εm1

Onde:

C = coeficiente elástico;

ε = deformação;

m = sensibilidade à taxa de deformação.

A mecânica da fratura aplicada à fadiga relaciona a propagação de trinca com o fator

de intensidade de tensões K.

da/dN = A∆Kn

Onde:

n = varia de 1 a 16 dependendo do material e nível de tensões,

A = constante;

∆K = intervalo do fator de intensidade de tensões calculado a partir da variação de tensão no

ciclo de carga.

A mecânica da fratura apresenta, desta forma, o caráter da taxa de propagação

conforme a figura 16. Observa-se, ainda, o surgimento de uma região onde não é prevista a

propagação. Tais leis são de grande importância para a aplicação em estruturas e são mais

aprofundadas em estudos da mecânica da fratura aplicadas à fadiga. A figura 17 apresenta

outro exemplo de uma curva da/dN vs ∆K para um aço de baixo carbono em função do


tratamento térmico a que este foi submetido. Conforme pode ser observado nesta figura, o

material com microestrutura martensítica apresenta um ∆K de iniciação bastante superior ao

do mesmo material na condição ferrítica.

Figura 16– Representação esquemática do comportamento do crescimento da trinca de fadiga em meio não-agressivo.

Figura 17– Taxa de propagação da trinca por ∆K para duas microestruturas em aço em baixo carbono (0.15 – 0.20% C, 0.60 – 0.90% Mn, 0.04% máx P, 0.04% máx S).


1.5 - FATORES QUE AFETAM A VIDA EM FADIGA DOS MATERIAIS

Muitos são os fatores que diminuem a vida em fadiga dos materiais. Podem ser

considerados os expostos a seguir:

- efeitos superficiais (Ka);

- tamanho da peça (Kb);

- fator de carga (Kc).

- temperatura (Kd);

- concentração de tensões (entalhe);

- freqüência e amplitude de solicitação;

- tensão média;

- fatores microestruturais.

Todos os fatores afetam a vida em fadiga porque levam para baixo as linhas limite da

curva de Wöhler dos diversos materiais.

Shigley determinou uma equação linear que expressa a resistência à fadiga de um

componente levando em consideração a resistência à fadiga do material e os diversos fatores

de correção.

A teoria de Shigley permite, portanto, avaliar analiticamente a resistência de um

componente em projeto.

Se = Ka Kb Kc Kd Ke Se’

Onde:

Se = resistência à fadiga do componente

Se’ = resistência à fadiga do material

Ka = fator de superfície

Kb = fator de tamanho

Kc = fator de carga

Kd = fator de temperatura

Ke = fatores diversos.

Neste trabalho, além de expor os fatores discriminados na equação, analisaremos

alguns fatores que devem estar inseridos naqueles diversos (Ke), tais como a concentração de

tensões, freqüência e amplitude das solicitações, a tensão média e a microestrutura.


Nos projetos mecânicos deve-se tomar cuidado de levar sempre em consideração todos

os fatores envolvidos para o cálculo da resistência à fadiga, a fim de introduzir coeficientes de

segurança adequados para o nível de tensões que o componente deve suportar.

1.5.1 - ACABAMENTO SUPERFICIAL

Foi dito anteriormente que ao ser realizado um ensaio de fadiga num corpo de prova é

fundamental que a superfície esteja polida e isenta de imperfeições. Se este cuidado não for

observado, os resultados da análise ficarão comprometidos. Com efeito, é conhecida a ação do

acabamento superficial na resistência à fadiga dos materiais.

O diagrama apresentado na figura 18 indica para um aço baixa liga, o quanto a

rugosidade superficial, caracterizada pelos diversos processos de obtenção de componentes,

influencia o comportamento em fadiga de materiais.

Observa-se, ainda, que os aumentos da dureza e da resistência exigem acabamentos

superficiais cada vez mais apurados. Enquanto um aço de baixa resistência pode ser utilizado

na condição bruta de usinagem, um material de alta resistência já exige um ótimo

acabamento.

Figura 18– Fator de redução para o limite de fadiga para um aço de baixa liga devido a vários tratamentos superficiais. (De R. C. Juvinall. Stress, Strain, and Strength, p. 234, McGraw-Hill Book Company, New York, 1967.)


A descarbonetação da superfície de um aço tratado termicamente é particularmente

deletéria ao desempenho em fadiga, assim como processos de oxidação e corrosão. A

eletrodeposição na superfície de um aço geralmente diminui seu limite de fadiga. A eficiência

da cementação ou nitretação na melhoria do desempenho em fadiga de um material é maior

nos casos em que existe um grande gradiente de tensões, como na torção e flexão, do que num

ensaio de fadiga axial. Maior desempenho é verificado para o processo de nitretação de

corpos de prova entalhados.

O método mais efetivo de aumentar o desempenho em fadiga consiste na formação de

um espectro favorável de tensões residuais, como aqueles obtidos por meio de têmpera

superficial por indução, pela fretagem ou também pela auto-fretagem, processos mecânicos

como o “shot-peening” entre outros.

Convém salientar aqui que o descuido nos procedimentos de usinagem dos

componentes pode levá-los a rupturas por fadiga. Vários são os casos de peças que são

submetidas ao processo de retifica, para melhorar a sua condição superficial, e o excesso de

pressão do rebolo ou a falta de refrigeração adequada transformam em martensita não

revenida alguns pontos na superfície. Sabe-se que a microestrutura meta-estável martensítica

não revenida possui alta dureza e baixa tenacidade, sendo assim, ponto crítico para a

nucleação de trincas por fadiga.

1.5.2 - TAMANHO DA PEÇA

O tamanho das peças também segue as tendências anteriores, ou seja, quanto maior o

componente, menor é a sua resistência a fadiga.

A distribuição triangular de tensões na flexão e na torção é semelhante a distribuição

de tensões em uma barra com entalhe, ou seja, a flexão e a torção assemelham-se a

concentrações de tensões. Se, além disso, for considerado o maior efeito de superfície em um

corpo de prova maior, é possível imaginar a diminuição da resistência à fadiga com o

aumento de dimensão.

Alguns dados obtidos em ensaios relatam um fator de dimensão Kb distribuído como

segue(8):

Kb d (mm) 1 ≤7,6

0,85 7,6<d≤50 0,75 >50


Sendo “d” o diâmetro do corpo de prova, a dimensão “d” corresponde à profundidade

de “h” de seções não circulares sujeitas a flexão.

Baseado em resultados obtidos a partir de um grande número de ensaios, Shigley

equacionou o efeito de tamanho para flexão e também para torção conforme a relação abaixo:

1133,0

62,7

−

=

dKb 2,79 ≤ d ≤ 51mm

Para diâmetros maiores, Kb varia entre 0.6 e 0.75, considerando flexão e torção. Para

cargas axiais, não existe efeito de tamanho e por isso considera-se Kb = 1.

1.5.3 - FATOR DE CARGA

Uma larga coleção de dados obtidos por ensaios mostrou que existe um fator de

correção para certos materiais solicitados com carregamento axial. Mostrou, ainda, que um

fator mais radical deve ser aplicado quando sob cargas de torção ou cisalhamento, se

comparados ao carregamento de flexão reversa. As equações abaixo resumem os resultados

dos ensaios:

Kc = 0,923 tensão axial Sut ≤ 220 kpsi (1520 MPa)

Kc = 1 tensão axial Sut > 220 kpsi (1520 MPa)

Kc = 0,577 torção e cisalhamento

1.5.4 - TEMPERATURA

Considerando temperaturas abaixo da ambiente, tem sido observado que os metais

apresentam um aumento na sua resistência à fadiga com o decréscimo da temperatura.

Por outro lado, no caso de aplicações a altas temperaturas, notou-se uma diminuição

da resistência, de forma que faz-se necessária a obtenção, a partir de ensaios reais, do fator de

temperatura Kd. No caso dos aços, o fator Kd segue a equação:

TKd +

=3,273

4,344 para T>71oC


Com o aumento da temperatura bem acima da ambiente torna-se importante o

fenômeno de fluência, de tal forma que nas temperaturas em torno da metade do ponto de

fusão do material, o mecanismo de fluência é o principal responsável pela maioria das falhas.

1.5.5 - CONCENTRAÇÃO DE TENSÕES

Todas as descontinuidades tais como entalhes, furos e ranhuras modificam a

distribuição de tensões acarretando aumento de tensões localizadas. Usa-se um fator de

concentração de tensões Kt para relacionar a tensão real máxima na descontinuidade com a

tensão nominal.

Para materiais pouco sensíveis ao efeito de entalhe é usado o fator de concentração de

tensão de fadiga Kt, determinado pela relação do limite de resistência à fadiga para corpos de

prova sem entalhe e do limite de resistência à fadiga para corpos de prova com entalhe.

Define-se “q” como sendo o fator de sensibilidade ao entalhe de um material em

fadiga e expressa-se pela equação:

11

−

−=

t

f

kk

q Observa-se, pela equação, que tomando “q” igual a zero, Kf será unitário. Sendo

assim, conclui-se que o material não possui sensibilidade ao entalhe. Mas tomando “q” como

unitário, Kf terá o mesmo valor de Kt e o material terá sensibilidade plena.

Na realização de um projeto ou análise, antes determina-se o valor de Kt a partir da

geometria da peça. Depois de especificado o material é possível, então, determinar o valor de

“q” para calcular Kf segunda a equação(3).

Kf = 1+q (Kt-1)

A figura 19 demonstra a relação de “q” com o raio da ponta do entalhe para alguns

materiais mais utilizados.


Figura 19– Variação do índice de sensibilidade ao entalhe com o raio do entalhe para materiais de diferentes resistências à tração.

1.5.6 - EFEITOS MICROESTRUTURAIS

O comportamento em fadiga dos aços é uma função da microestrutura apresentada,

bem como do nível de inclusões não metálicas presentes.

Um material temperado e revenido têm melhores características quanto à fadiga

comparado ao seu estado normalizado ou recozido.

Se tomarmos um mesmo material, com o mesmo teor de carbono e elementos de liga,

e confeccionarmos corpos de prova para o ensaio e aplicarmos têmpera com diversas taxas de

resfriamento e revenimento a mesma temperatura, será observado que a resistência à fadiga

será maior naquele com meio de têmpera mais severo (maior taxa de resfriamento). Desta

forma deduz-se que a maior quantidade de martensita indica maior resistência. Estes efeitos

observados são diretamente relacionados ao aumento no limite de escoamento do material,

uma vez que a iniciação de trincas por fadiga envolve deformação plástica localizada.

Variações metalúrgicas que dificultem a deformação plástica levam a um aumento na

resistência à fadiga.

O tamanho de grão também influencia as propriedades dos materiais em fadiga. Para

temperaturas baixas a diminuição do grão interfere favoravelmente na resistência. Contudo,

em elevadas temperaturas esta característica se inverte.

Maiores quantidades de inclusões bem como a disposição transversal destas no ensaio

diminuem a resistência à fadiga dos materiais.


2 - ANÁLISE DE FALHA

A falha de componentes mecânicos e estruturas vêm ocorrendo desde os mais remotos

tempos e a muitos anos têm sido observadas pelo homem. A importância da análise de fratura

reside no fato de permitir, através de conhecimentos básicos, a identificação dos motivos pelo

qual a falha ocorreu. Conhecido o motivo que levou o componente à falha, pode-se, então,

chegar ao objetivo principal que é adquirir conhecimento para evitar novas ocorrências de

falhas.

A análise das causas de falhas pode ser feita através da interpretação e caracterização

morfológica da superfície da fratura, a qual é capaz de revelar a história dos eventos que

precederam a falha. A análise de falha tornou-se tão importante para a ciência dos materiais

que em 1914 foi criado o termo “fractografia” para designar o estudo da superfície da fratura

em elementos fraturados.

Considera-se um componente ou estrutura com falha quando este fica completamente

inutilizado, quando pode ainda ser utilizado, mas não é capaz de desempenhar suas funções

satisfatoriamente ou quando uma séria deterioração o torna inseguro para continuar a ser

utilizado.

Na maioria das vezes as falhas estão relacionadas à negligência no projeto, na

fabricação ou no uso dos componentes. Estes problemas podem ser evitados, pois existem

normas e procedimentos que, quando seguidos, podem impedir a ocorrência de falhas. A

fabricação mal feita, material inadequado ou abaixo do especificado, erros na análise das

tensões de operação ou erro de operação são exemplos de casos em que existe tecnologia e

experiência disponíveis mas que não são aplicados.

Falhas podem ocorrer, também, quando está se desenvolvendo novos projetos ou

novos materiais, onde o projetista não conhece todas as variáveis e propriedades envolvidas

no dimensionamento.

A aparência topográfica da trinca além de fornecer informações a respeito das

solicitações as quais o componente foi submetido, exibe também aspectos micrográficos que

ocorrem segundo uma seqüência lógica e também fornecem informações valiosas para a

identificação dos motivos da falha. Os aspectos micrográficos, por exemplo, são: acúmulo de

danos, iniciação de uma ou mais trincas, propagação das trincas e fratura do material.


A fractografia associada a mecânica da fratura pode responder quantitativamente

muitos dos problemas relacionados à presença de trincas em componentes mecânicos e

estruturas.

A mecânica da fratura pode responder perguntas tais como:

- Qual é a resistência residual em função do tamanho da trinca?

- Que tamanho de trinca pode ser tolerado em condições de carregamento em serviço,

ou seja, qual é o tamanho máximo permissível de trinca?

- Quanto tempo vai ser despendido para a trinca crescer, do menor tamanho detectável

até o tamanho máximo permissível?

- Qual é a vida em serviço de um componente, quando um certo tamanho de defeito

pré-existente é considerado?

- Durante o período disponível para a detecção da trinca, quantas vezes deverá a

estrutura ser inspecionada?

Para chegar-se a este ponto é preciso uma grande quantidade de informações sobre o

componente que apresenta falha. As informações necessárias devem ser procuradas ainda na

fase de projeto do componente onde são definidas as solicitações que devem atuar sobre o

componente, que tipo de material foi indicado, as dimensões e o processo de fabricação

adequado ao uso do componente.

É necessário, ainda, acompanhar as solicitações durante o uso do componente, bem

como obter informações sobre a integridade do componente, antes e depois da colocação em

serviço.

Nesta fase pode-se detectar problemas e defeitos pré-existentes no material, detectar

sobrecargas sobre o componente, acompanhar variações de temperatura e diversos outros

tipos de parâmetros operacionais.

Quando da fratura de um componente ou estrutura deve-se ter o cuidado para, antes de

manusear os fragmentos, fazer-se um levantamento minucioso (fotográfico ou relatório

descritivo) sobre as condições e posições encontradas dos fragmentos em relação ao todo.

Após, deve-se remover os fragmentos com cuidado para não danificar a superfície da fratura,

se preciso fazer a proteção da superfície com produtos adequados e levar ao laboratório para

fazer-se observações da fratura a olho nú ou com lupa, auxiliado por sistema de iluminação

adequado.

Caso a superfície da fratura esteja suja ou oxidada é preciso proceder a limpeza da

mesma e, dependendo da sujeira, é indicado um tipo de processo de limpeza. A limpeza pode


ser feita através de um simples jato de ar seco ou escovação com escova de cerdas macias até

o uso de produtos químicos como ácidos fortes para e remoção de materiais orgânicos

fortemente aderidos a superfície.

A remoção de impurezas da superfície a ser analisada é importante, principalmente

quando as amostras vão ser observadas em um microscópio eletrônico de varredura.

A tabela 1 apresenta algumas sugestões de processos de limpeza, dependendo do tipo

de depósito ou produto a ser removido.

Tabela 1 – Procedimentos para limpeza da superfície de fratura

Método de Limpeza Substância a ser removida Grau de Agressividade

(a) Jato fraco de ar seco;

escovação com escovas de

cerdas macias.

Partículas pouco aderentes Menos agressivo

(b) Solventes orgânicos(1)

Tolueno, xileno

Cetona (acetona,

metiletilcetona)

Álcool (metílico, etílico,

isopropílico).

Detritos e viscosos.

Óleos e graxas.

Latas, vernizes, colas.

Tintas, ácidos graxos.

↓

↓

↓

↓

↓

↓

(c) Sucessiva decapagem por

meio de acetato de celulose

(réplicas).

Detritos, oxidação e produtos

de corrosão.

↓

(d) Água com detergente

juntamente com agitação por

ultra-som(2).

Oxidação e produtos de

corrosão.

↓

(e) Limpeza catódica(3), (a

superfície a ser limpa é o

cátodo e o ânodo um material

inerte como carbono ou

platina).


corrosão.

↓

(f) Limpeza por ataque

químico.


corrosão fortemente aderidos.

Mais agressivo.


(a) Pode ser usado com agitador por ultra-som. Solvente composto por 40% Tolueno, 40%

acetona e 20% de álcool isopropílico.

(b) Solução de limpeza: 15g de Álconox pó + 350 ml água. A solução deve ser aquecida a 950

C e agitada em vibrador por 15 a 30 minutos.

(c) Ver em: P. M. YUZAWICH e C. W HUGHES, PRAC. METALL. 15, 184 (1981).

R. LÖHBERG, A.GRÄDER, e J. HILKLING, MICROSTRUCTURAL Sci 9, 421 (1981).

Para tornar mais fácil a obtenção de dados para chegar aos motivos reais da falha,

sugere-se uma listagem de perguntas e dados a serem levantados sobre operação e material do

componente.

2.1 - LISTA DE SUGESTÕES DE PONTOS A SEREM LEVANTADOS EM CONTA

PARA ANÁLISE COMPLETA DA FALHA

Descrição do componente, tamanho, forma e uso.

Especificação das áreas de concentração de tensões no projeto.

Magnitude da concentração de tensões no local da falha.

Estado de tensões do componente.

Tipos de tensões.

Magnitude do nível de tensões no projeto.

Tensão média.

Amplitude da tensão.

Tipos de tensões (Modo I, II, III ou combinado).

Presença de gradiente de tensões.

Estado de tensões: tensão plana ou deformação plana.

Aparência da superfície de fratura: percentual de zona cisalhada.

Cálculo do tamanho da zona plástica em relação a espessura.

Natureza da variação das cargas.

Tempo de operação do componente.

Freqüência de carregamento.

Tipo de carregamento.

Carregamento aleatório.

Existência de sobrecarga durante o uso.

Detalhes do defeito crítico.


Dados da inspeção anterior.

Informações da inspeção anterior.

Natureza do defeito crítico e direção da fratura.

Local do defeito crítico por exame macroscópico.

Tamanho do defeito crítico, forma e orientação.

Trinca interna ou superfície da falha.

Direção de propagação e tipo de marcas.

Marcas de sargento;

Marcas de praia;

Direção.

Defeitos de fabricação da peça como início da trinca.

Riscos de usinagem;

Rebaixo;

Defeitos de soldagem;

Problemas de ajustagem;

Outros.

Defeitos metalúrgicos como início da trinca.

Inclusões;

Partículas de Segunda fase;

Inclusões de escórias;

Vazios;

Interfaces fracas;

Outros.

Observações Fractográficas.

Observações qualitativas.

Microcavidades (dimples);

Clivagem;

Intergranular;

Estrias de fadiga;

Corrosão.

Observações quantitativas.

Espaçamento das estrias e a posição relativa.

Espaçamento das estrias evidenciando seções uniformes ou aleatórias.


Extensão e largura da zona até iniciar o crescimento instável.

Especificação da composição do material.

Designação da liga.

Propriedades mecânicas.

σys σis % elong. % A R KIC KIEAC Caracterização

fadiga

Especificada

Peça

Composição química

Elementos

A B C D E F G

Especificada

Peça

Métodos de fusão.

Fundida ao ar;

Fundida a vácuo;

Outros.

Desdobramento do lingote.

Laminado a quente;

Laminado a frio;

Laminação cruzada.

Tratamento Termo mecânico.

Recozido ou solubilizado;

Revenido ou envelhecido;

Trabalho mecânico intermediário.

Processo de fabricação de peça.

Forjado;

Fundido;

Usinado;

Repuxado;

Extrusão;


Outros.

Tipos de junções.

Soldada;

Brasada;

Parafusada;

Colada;

Outros.

Tratamento Superficial.

Shot Peening;

Roletada a frio;

Cementada;

Nitretada;

Endurecida por chama ou indução;

Eletrodeposição;

Decapagem;

Outros.

Microestrutura do componente.

Presença de fibramento mecânico e ou bandeamento por segregação química.

Tamanho e forma do grão.

Alongamento em relação a tensões axiais.

Grão esboroado em forjados.

Quantidade de inclusões e classificação.

2.2 - EXEMPLOS DE APLICAÇÕES EM ANÁLISE DE FALHA

2.2.1 - ANÁLISE DE FALHA DO CONJUNTO DA CHAPA INTERMEDIÁRIA DE

EMBREAGEM

Este trabalho é particularmente didático por envolver vários dos procedimentos

recomendados para uma análise de falha completa. É comum o emprego de técnicas pouco

eficientes que geralmente não seguem a metodologia adequada, acarretando em perda de

dados e até na conclusão errada da análise. Aconselha-se, desta forma, antes dos ensaios

destrutivos e até mesmo da análise da fratura, a observação de dados de projetos e o


acompanhamento dos processos de produção, além de qualquer outro fator que possa estar

envolvido com o colapso. Os passos serão citados na ordem recomendada de aplicação para

este caso.

A partir de maio de 1996, começou a ocorrer quebra de embreagens que equipam

determinadas marcas de caminhões, de uma forma totalmente aleatória, ou seja, alguns casos

com baixa e outros com alta quilometragem.

Em todos os casos, a falha da embreagem se constituía na quebra da chapa

intermediária que corresponde ao item 25 da figura 20.

Figura 20– Vista explodida do conjunto da embreagem

Esta chapa intermediária é um conjunto formado por um anel espaçador de alumínio e

um disco de aço ou ferro fundido. Este conjunto é unido através de quatro molas de aço

rebitadas numa das extremidades ao disco através de rebite de aço e, na outra extremidade,

presa por meio de parafusos ao anel espaçador. A figura 21 ilustra montagem.

re

Figura 21– Conjunto da chaparegião de engaste da mola a ch

a

m

espaçador
intermediária comapa de ferro fundid
rebit

as quatro moo.

Fadi

Parafuso fixado

Fixador para montage

mol

las. À direita, detalhe da

ga e Análise de Falhas 54

Foi observado que os discos de ferro fundido não romperam em nenhum caso, que o

anel espaçador de alumínio apresentava-se totalmente quebrado em alguns casos e inteiro em

outros e que nos casos em que rompeu, isto ocorreu por sobrecarga em conseqüência da

ruptura de molas e de rebites; sendo, portanto, uma conseqüência e não a causa.

Também foi constatada a ruptura de vários rebites, mas todos por cisalhamento

combinado com uma componente de tração que é o esperado nestes casos. Sempre que os

rebites permaneceram inteiros foi a mola que rompeu exatamente na seção transversal do furo

de fixação do rebite.

Algumas molas apresentavam ruptura por sobrecarga de tração enquanto no mínimo

uma por conjunto apresentava falha por fadiga produzida por tração variável.

Então ficou claro que a ruptura por fadiga da mola era a responsável pela quebra do

conjunto. Quando rompida apenas uma delas, as demais ficavam sobrecarregadas rompendo

por tração caso não ocorresse antes o cisalhamento do rebite. A partir daí, se continuar em

operação, a rotação do disco poderia provocar a quebra do anel.

Foi executado ensaio de dureza das molas cuja especificação estabelece os limites de

72,4 a 75,2 na escala Rockwell A. Tal faixa de dureza convertida para a escala Rockwell C

corresponde a 44 a 49 HRC e, na escala Vickers, entre 434 e 498 HV.

Conforme pode ser observado na tabela abaixo, os valores encontrados apresentam

dois níveis distintos de dureza para as molas. Um na faixa especificada outra mais acima,

convém por oportuno salientar que ambas romperam.

Amostra Dureza HRC Dureza HV

1 45 - 46 446 – 458

2 44 - 45 434 – 446

3 52 - 54 544 – 577

4 50 - 53 513 - 560

A análise da fratura das molas indicou que algumas romperam por sobrecarga de

tração, principalmente nas bordas do furo para o rebite, com a trinca propagando para fora

conforme indicam as marcas de sargento, e de um modo dúctil com schear lip nas bordas.

Outras romperam por fadiga em carregamento de tração, tendo nucleado nas bordas do furo

do rebite e propagado em direção ao lado de fora da mola, conforme pode ser observado na

figura 22.


Figura 22– Fratura em mola de retorno. Observam-se as marcas de praia de fadiga. Aumento: 35x.

A análise da fratura dos rebites indicou ruptura por sobrecarga de cisalhamento em

alguns casos combinado com uma pequena componente de tração, conforme pode ser

observado na figura 23.

Figura 23– Fratura por cisalhamento no rebite. Aumento: 13X.

Com o propósito de se confirmar o cisalhamento dos rebites, as fraturas foram

observadas no MEV, que apresentou o aspecto da figura 24.

Figura 24– Detalhe da fratura por cisalhamento do rebite. Aumento: 1168X.


Foram feitos diversos cortes tanto em molas rompidas por fadiga quanto nas rompidas

por sobrecarga, todos perpendiculares à superfície da fratura e junto a região de início da

falha. Nos rebites foram feitos cortes longitudinais e transversais. Todas as amostras foram

preparadas conforme procedimentos recomendados dentro das técnicas usadas em

metalografia.

Foram encontrados dois tipos de microestruturas. Nas molas de maior dureza era

martensítica com carbonetos espalhados na matriz. Já as de menor dureza apresentaram uma

microestrutura martensítica grosseira. A microestrutura dos rebites é predominantemente

ferrítica, típica de aços de baixo carbono.

Figura 25– Acima a macrografia mostrando a região de grãos ferríticos ocorrida no processo de conformação do rebite. Ataque: nital 5%. Aumento: 2X. Ao lado, o gradiente de durezas obtidos conforme o esquema.

Conforme já definido anteriormente o que determinou a falha da embreagem foi a

fadiga em uma ou mais molas de retorno. O exame macroscópico da fratura foi suficiente para

identificar o tipo de falha.

Ora se até aqui, ao se desenvolver a investigação em todos os estágios nada foi

encontrado em termos de defeito que pudesse justificar a falha, passou-se a procurar algo que

explicasse um aumento de carga.

Se a resistência está correta, então resta a solicitação estar muito elevada. Isto pode

ocorrer por problemas mecânicos ou por problemas operacionais. Entretanto, pelo fato destas

falhas terem iniciado a partir de uma determinada data e terem ocorrido aleatoriamente em

diversos caminhões, poderão ser excluídos os “problemas operacionais”.


Passou-se, então, a analisar o funcionamento da chapa intermediária. Em resumo um

torque que é transmitido entre o disco de aço e o anel espaçador através de quatro molas

dispostas tangencialmente, e, conforme pode ser observado na figura 20, produz uma carga

tangencial no diâmetro correspondente à posição das molas, que deve se dividir igualmente

em todas as quatro.

Para tanto, torna-se importante uma grande precisão na distância entre centros dos dois

furos da mola que, aliás, é o que indica o desenho da figura 26.

Figura 26– Mola de aço carbono com 0,70 – 0,80% C, temperada em óleo para uma dureza de “RA” 72,4 – 75,2. A dimensão de 2,968 polegadas tem uma estreita faixa de tolerância (± 0,002).

Se esta distância entre centros que deve ser de 2,968 ± 0,002 polegadas (ou 75,3872 ±

0,0508 mm) for menor em uma das quatro molas, esta absorverá praticamente toda a carga e,

obviamente, entrará prematuramente em fadiga. Se for maior que das outras três, esta estará

praticamente descarregada e as outras três sobrecarregadas, havendo, neste caso, tendência de

falha por fadiga em uma delas.

Passou-se, então, a analisar a fabricação das molas. Descobriu-se que até maio de 96,

as molas eram obtidas a partir de uma chapa por estampagem em matriz, que a recortava e

perfurava numa única operação, e que após isto elas eram submetidas a tratamentos térmicos.

A partir daí, para simplificar a operação, o fabricante da mola substituiu a matéria prima em Fadiga e Análise de Falhas 58

forma de chapa por outra em forma de tira, já na largura certa, e já beneficiada. Então, em

uma matriz bem mais simples os dois furos eram estampados em operações separadas

possibilitando alterações na distância entre centros, pois esta passou a depender de um

posicionamento manual da peça em relação a um plano de referência na matriz quando da

execução do segundo furo.

Em vista disso foi realizada uma inspeção dimensional numa amostragem constituída

de cinqüenta molas, quando foi constatado que quinze delas (30%) estavam fora da tolerância

do desenho, havendo inclusive um caso em que o valor obtido encontrava-se cerca de 0,2 mm

abaixo do limite inferior de aceitação.

Com isto, concluiu-se que a causa da falha foi fadiga da mola provocada por uma

alteração no seu processo de fabricação.

2.2.2 - ANÁLISE DA FALHA DO PARAFUSO DE FIXAÇÃO DO ESTABILIZADOR DE

UMA AERONAVE

Durante um vôo de rotina de uma aeronave Ximango, o piloto sentiu uma vibração no

estabilizador horizontal de tal forma, que resolveu pousar o mais rápido possível. No solo, foi

constatado que o estabilizador estava frouxo tendo sido a este fato atribuído a vibração. Como

solução, foi dado um aperto no parafuso de fixação que então rompeu definitivamente por

ação do torque tendo sua extremidade que continha parte da rosca, ficada presa no interior da

porca, que por isso teve que ser trocada.

Sendo o estabilizador preso por este único parafuso, a sua ruptura em vôo significaria

um acidente fatal, tendo em vista que a aeronave fica totalmente sem controle com a perda

desta superfície. Na figura 27 pode ser visto como o estabilizador é preso na deriva através

deste único parafuso.


Figura 27– Detalhe da fixação do estabilizador indicando a posição do parafuso. Na foto ao alto, vista em corte do conjunto da porca com o pedaço remanescente do parafuso, após a ruptura.

Em análise preliminar, além do exame visual da fratura e das demais peças, foram

colhidas algumas fotos como ilustra a da figura 28.

Foi realizado ensaio de dureza do parafuso que rompeu para comparar com a

especificada de 34 a 36 HRC. Os valores obtidos em uma seção longitudinal foram em média

de 50,18 HRC e, na superfície externa, em média 51 HRC. Considerando-se que o parafuso é

feito em aço SAE 4340, conclui-se que a temperatura de revenimento foi muito baixa

reduzindo com isso sua ductilidade.

A análise da superfície da fratura do parafuso revelou uma ruptura frágil por

sobrecarga de tração iniciada no núcleo da rosca na posição correspondente ao primeiro filete


carregado, onde é maior a concentração de tensões e, em conseqüência, maior a probabilidade

de ruptura.

Na figura 28 as setas indicam a região de início da falha e as marcas de sargento

indicam o sentido de propagação, da direita para esquerda. Nota-se a total ausência de

cisalhamento a 45o nas bordas.

Figura 28– Vista geral da superfície da fratura. As setas indicam a região de início da falha num plano que contém o fundo do filete de rosca.

Foi observado, também, um amassamento no final da haste do parafuso, exatamente

na região em que forma um pescoço antes de iniciar a rosca.

O exame da porca, na região de início da rosca também revelou um amassamento

semelhante, como se as duas peças fossem forçadas uma contra a outra durante um aperto do

parafuso.

A fractografia realizada no MEV confirma uma ruptura frágil intergranular do

parafuso.


Foi feito um corte perpendicular à superfície da fratura no seu plano de simetria a fim

de examinar a microestrutura da região de início da falha. A amostra foi preparada conforme

procedimentos recomendados dentro das técnicas usadas em metalografia.

O resultado desta análise indicou uma microestrutura constituída de martensita

revenida, não tendo sido observada nenhuma anormalidade metalúrgica que pudesse ser

relacionada com a falha. A falha do parafuso ocorreu por ruptura frágil decorrente de

sobrecarga de tração.

Até este estágio, não surgiu com clareza a causa da falha do parafuso, entretanto,

chamaram a atenção alguns fatos extremamente importantes que podem ser relacionadas

como segue:

a) o estabilizador estava frouxo

b) o parafuso estava mais frágil do que deveria

c) a ruptura foi por sobrecarga de tração

d) ocorreu um forte contato entre o parafuso e a porca antes do início da rosca a ponto

de provocar danos (amassamento) nesta região em ambos os elementos.

Começando-se pelo item (d) acima, na tentativa de explicar e confirmar a interferência

encontrada, foi efetuado um corte da porca ao longo do seu eixo longitudinal e da

extremidade do parafuso que permaneceu montada, dentro dela. Logo após, foi colocada a

outra parte do parafuso no local na tentativa de juntar os dois lados da fratura. Como pode ser

observado na foto ao alto da figura 27, o contato entre o parafuso a porca na região dos

amassamentos impediu a junção das duas partes do parafuso, remanescendo entre os dois

lados da fratura um espaço de aproximadamente um milímetro.

Isto indica que o aperto do parafuso na tentativa de fixar o estabilizador que estava

frouxo, provocou o contato entre ele e a porca e, a partir daí, o torque aplicado tracionava o

parafuso na região da rosca, sem apertar o estabilizador. Com o aumento do efeito de entalhe

no primeiro filete carregado produzido pelo excesso de dureza (resistência) do parafuso, o

esforço de tração acabou provocando uma ruptura frágil por sobrecarga. É possível, também,

que esta trinca tenha se iniciado em vôo e assim afrouxado o estabilizador, pois na primeira

montagem já havia interferência das peças faltando somente uma sobrecarga adicional que

poderia ter ocorrido naquele vôo. Neste caso o reaperto do estabilizador apenas teria

terminado de romper o parafuso.


Entretanto o exame do desenho de montagem do parafuso e porca da figura 27 mostra

que com o parafuso, anel e porca nas medidas constantes da especificação, não há

possibilidade alguma de contato, pois a diferença chega a ser de dois milímetros.

Então, se este contato ocorreu é porque estas peças estavam fora das medidas. Por esta

razão, foi então feita uma verificação da profundidade da porca, onde se obteve 12,4mm ao

invés dos 13mm do desenho, e do comprimento do parafuso que apresentou 100,80mm no

lugar dos 100mm. Nisto, os dois milímetros de folga ficam reduzidos para 0,6mm.

Não foi possível verificar o anel que estava instalado na aeronave, mas com certeza

também deveria apresentar um comprimento inferior aos 89mm previstos, tendo em vista que

o contato realmente ocorreu.

Chama a atenção no desenho das peças a não exigência de tolerância nestas três

medidas que na montagem se associam podendo seus erros “admissíveis” se somarem como

no caso, impedindo a correta fixação do estabilizador.

Assim sendo, a causa da falha neste caso pode ser atribuída aos erros nas dimensões

das peças, produzidas por ocasião da usinagem. Isto poderia ser evitado se fosse dada uma

folga maior, que seria conseguida, por exemplo, usando 95mm no comprimento da haste do

parafuso ao invés dos 100mm.

Ao longo desta investigação verificou-se, também, que o torque aplicado ao parafuso

(5 Kgm) estava exagerado, provocando uma redução importante na resistência à fadiga.

Procedendo-se então ao cálculo do torque ideal, obteve-se o valor de 0,64 Kgm, que é 7,8

vezes menor do que o especificado, mas que proporciona um aumento na segurança do

parafuso com relação à fadiga na ordem de oito vezes.

2.2.3 - PINO DE ENSACADEIRA PNEUMÁTICA FRATURADO

O trabalho visa identificar os motivos que levaram ao colapso o pino de segurança da

ensacadeira.

A leitura deste trabalho indica que a causa da falha foi o inadequado dimensionamento

do pino, que não apresentou resistência à fadiga adequada para sua aplicação.

Parte de um pino de segurança da tampa de uma ensacadeira pneumática para

embutidos de carne foi recebida, a fim de desenvolver análises buscando identificar a causa da

ruptura.


Conforme informações do solicitante, a tampa da embutidora (A=0.1809m2) sofria

uma variação de pressão de 0 a 130 lbs/in2 (896,3 MPa). Este equipamento encontra-se ligado

em uma rede de ar comprimido onde, para compressão do produto fabricado, recebia uma

pressão de 130lbs/in2 e seu cilindro interno comprimia o produto. Posteriormente o sistema

era invertido para que o cilindro retornasse a sua posição inicial. Sendo assim espera-se uma

solicitação dinâmica repetida no pino variando de 0 a 130 lbs/in2. O pino rompeu em serviço.

Um desenho esquemático, feito pelo fabricante, também foi recebido junto com a parte

do pino (figura 29). Neste desenho algumas informações foram acrescentadas pelo solicitante.

Segundo informado, a primeira parte a romper foi a do pino (encaixe da tampa). Esta peça não

está de acordo com o desenho (figura 30). Depois ocorreu a fratura do lado oposto.

Figura 29– Reprodução do desenho esquemático da embutidora feito pelo fabricante. Algumas informações adicionais tais como a seqüência da falha e as modificações do projeto foram acrescidas ao desenho pelo solicitante.


Figura 30– Esquema representando a mudança de projeto para o encaixe da tampa. O pino foi soldado ao dispositivo de aperto e depois foi aderida uma camada protetora contra corrosão de aço inoxidável. A parte do pino rompido apresentava péssimas condições para análise da superfície de

fratura. Além de sinais de desgaste abrasivo, provavelmente através do esmerilhamento, a

parte recebeu um ponto de solda que cobriu cerca de 30% da fratura. Estes procedimentos

foram realizados, segundo o solicitante, visando identificar o material do pino (figura 31).

A superfície possuía, ainda, camada de oxidação que dificultava a sua visualização

através de microscopia eletrônica.

Apesar disso, foi identificada uma região lisa na superfície, característica de processos

de fadiga. O esmerilhamento aplicado impediu de identificar exatamente o ponto inicial desta

fadiga e a sua real extensão. A peça foi, então, encaminhada ao microscópio eletrônico de

varredura (MEV) para averiguar o processo de fadiga e identificar os micromecanismos da

falha. A corrosão superficial dificultou a análise no MEV, mas foi possível identificar estrias

de fadiga em regiões determinadas. A corrosão foi, então, eliminada através da solução de

Clark e as estrias de fadiga ficaram evidenciadas não só na superfície lisa, como também na

parte mais fibrosa da falha (figuras 32 e 33).

O espaçamento entre as estrias apresentou-se de forma distinta. A parte lisa tem menor

espaçamento se comparada à fibrosa. Isto significa que ocorreram duas taxas de propagação

da trinca de fadiga.


Figura 31– Fotografia da parte do pino fraturado indicando o ponto de solda e

esmerilhamento da superfície de fratura. Aumento: 0,7x.

Figura 32–Fotografia indicando as regiões da fadiga, quais sejam, a lisa e a fibrosa. Aumento: 1,7x.


Figura 33– Estrias de fadiga observadas na superfície fibrosa, caracterizadas por linhas paralelas dispostas radialmente a partir do ponto inicial da fadiga. As estrias são formadas devido a deformação plástica localizada na ponta da trinca que se propaga. A fadiga averiguada no componente indicou a necessidade de análises metalúrgicas

complementares, para observar as condições microestruturais, a composição química e a

dureza do material.

A microestrutura é formada por matriz ferrítica com pouca perlita, típica de um aço de

baixo carbono no seu estado recozido. As linhas de fluxo do material indicaram que o pino é

confeccionado através de processo de conformação mecânica (laminação). O tamanho de grão

mostrou-se heterogêneo, com tamanho médio em torno de 8 ASTM junto a superfície e 6

ASTM mais para o núcleo. A dureza do pino é de 154 HB em média. A variação do tamanho

de grão e a presença de perlita esferoidizada em algumas regiões podem ter sido causadas

pelo superaquecimento localizado no processo de soldagem do pino ao dispositivo de aperto

da tampa (figuras 34 a 37).

A análise química realizada por emissão óptica indicou um teor de carbono de 0,09%

em peso, confirmando o resultado metalográfico.

Tabela 2 – Análise química

Elemento C Si Mn P S Cr Mo Ni Cu Ti Sn

Peso em % 0.09 0.25 0.86 0.02 0.02 0.09 0.02 0.09 0.09 0.01 0.03

Trata-se, portanto, de um pino laminado a partir de um aço baixo carbono (SAE 1010

ou similar).


Figura 34– Fotomicrografia obtida do núcleo do pino, indicando a microestrutura ferrítica e perlítica com linhas de fluxo do material devido a laminação. Aumento: 50x; ataque: nital 2%.

Figura 35– Microestrutura ferrítica e perlítica com tamanho de grão em torno de 8 ASTM que caracteriza a superfície do pino. Aumento: 100x; ataque: nital 2%.

Figura 36– Condição microestrutural numa região intermediária entre a superfície e o núcleo do pino. Observa-se a variação do tamanho de grão e a formação de perlita esferoidizada. Aumento: 100x; ataque: nital 2%.


Figura 37– Tamanho de grão em torno de 6 ASTM junto ao núcleo do pino com matriz ferrítica e perlita esferoidizada. Observa-se também o alinhamento microestrutural devido a laminação. Aumento: 100x; ataque: nital 2%. Levando em consideração as informações do solicitante quanto à pressão de trabalho e

dimensões do equipamento, foi desenvolvido um cálculo da resistência a fadiga do pino,

conforme os dados a seguir:

* vaso: diâmetro interno (Di)=480 mm

* pressão máxima em serviço (Pmáx.)=0,896 MPa

* pino: diâmetro da parte fraturada=40 mm

A área total da tampa é:

At = π (Di/2)2

At = 180955,7 mm2

O esforço máximo na tampa é:

F =Pmáx * At

F = 162.199,7 kN

Tal força distribui-se nos dois pinos que sustentam a tampa, de forma que o pino

fraturado suportou a metade desta força:

Fp = F/2

Fp = 81099,8 kN

A área do pino fraturado é:

Ap= π (40/2)2

Ap=1256,6 mm2

A tensão máxima no pino é (σp):

σp=Fp/Ap Fadiga e Análise de Falhas 69

σp=64,5 MPa

Então, a tensão máxima aplicada no pino é em torno de 64,53 MPa. Considerando a

solicitação dinâmica de tração repetida que sofre o pino, pode ser calculada a sua resistência à

fadiga.

S'n - resistência à fadiga de flexão rotativa para o aço SAE 1020

S'n=160 MPa

Ka - fator de correção devido ao acabamento da peça

Ka = 0,7 (pino usinado com dureza 154 HB)

Kb - fator de correção devido ao tamanho do pino

Kb = 0,85 (pino com 40 mm diâmetro)

α - correção entre ensaio de fadiga sob solicitação de tração repetida e flexão rotativa

α = 0,72

Sn - resistência à fadiga do pino sob tração repetida

Sn = S'n * Ka * Kb * α

Sn = 160MPa * 0,7 * 0,85 * 0,72

Sn = 68,5 MPa

Logo, a resistência a fadiga aproximada do pino, considerando os dados mencionados,

é de apenas 68,5 MPa.

Relacionando este valor de resistência com a tensão aplicada no pino, obtêm-se o

coeficiente de segurança determinado em projeto:

Sg = Sn/σp

Sg = 1,06

Tal coeficiente de segurança indica que a solicitação do pino é muito próxima (0,6 %

inferior) a resistência à fadiga.


Lançando estes valores no diagrama de Goodman podemos avaliar o comportamento

em fadiga do pino, segundo o critério de Shigley, que determina que o ponto que relaciona a

amplitude máxima de solicitação (64,5 MPa) à tensão média da solicitação (32,25 MPa) deve

estar localizado abaixo do limite inferior da zona de dispersão. Este limite é determinado no

diagrama pela linha que liga a resistência à fadiga do componente (ordenadas) ao ponto de

resistência a tração (abscissa).

Goodman68,5

0

20

40

60

80

0 30 60 90 120 150 180 210 240 270 300 330 360

Tensão Média (MPa)

Tens

ão M

áxim

a (M

Pa)

64,5

32,25

320

Figura 38– Diagrama de Goodman do pino fraturado mostrando que o seu projeto quanto a resistência a fadiga não foi adequado, pois o ponto indicado acima da linha limite da zona de dispersão prevê uma possível ruptura por fadiga. O pino de segurança rompeu por fadiga sob solicitações repetidas de tração, devido ao

inadequado dimensionamento na especificação do projeto.

O coeficiente de segurança (Sg = 1,06) é muito baixo para a aplicação em um pino de

segurança de um vaso de pressão.

O pino deveria ter sido projetado com maior diâmetro ou, então, a partir de um

material com maior resistência à fadiga.

2.2.4 - ANÁLISE DE FALHA EM CHAPA PARA APOIO DE MOLAS

A falha ocorreu numa das quatro partes comprimidas caracterizadas em desenho pela

cota de raio R 20 das chapas para apoio de molas de suspensão automotiva (figura 39).


Em primeira análise a trinca iniciou na aresta superior (formada no corte por

guilhotina) e propagou até aproximadamente vinte milímetros (20 mm) na direção da base,

paralelamente aos eixos de centro dos furos (figura 40). Esta aresta superior apresenta um

acabamento superficial irregular (figura 41), formado por estrias que aparentemente

direcionam o fluxo do material durante a estampagem do componente, resultando em pontos

de deformação plástica localizada na região comprimida da parede interna do componente

(figura 42). Cada uma das duas seções mencionadas, ou seja, a vista de topo e a parede

interna, foram analisadas microscopicamente de forma a verificar a condição metalográfica

nestes pontos críticos (as metalografias acompanham as respectivas figuras). Foi verificada,

assim, a formação de trincas no material em pontos concentradores de tensões devido ao

encruamento do material.

As duas superfícies da trinca foram retiradas para análise. Foi verificado, então, o

ponto de início da trinca como sendo a aresta interna, desde o vértice superior até cerca de

cinco milímetros (5 mm) abaixo. A fratura apresenta-se de forma frágil, com vasta zona radial

envolvida pela zona de cisalhamento final. O micromecanismo de fratura predominante em

toda a zona radial, incluindo as proximidades do início da falha, é caracterizado por clivagem

(figura 43).

A microestrutura do material é formada por ferrita e pequena quantidade de perlita,

típica de um aço com baixo teor de carbono, e carbonetos (cementita) esferoidizados

dispersos na matriz e em contorno de grão. O tamanho de grão do material encontra-se em

torno de 7 pela norma ASTM.

Foram realizados ensaios de microdureza na chapa resultando em uma dureza média

de 170 HV0,2, salvo nas regiões mais encruadas, próximo à região cortada por guilhotina, onde

a dureza aumentou para 200 HV0,2.


Figura 39– Imagem mostrando as duas peças recebidas para análise de falha. Uma delas apresenta uma trinca conforme a próxima figura. Aumento: 0,3x.

Figura 40– A seta indica a ruptura que inutilizou a chapa de apoio para molas. Aumento: 0,8x.

Figura 41– Vista de topo mostrando o acabamento superficial da região da chapa cortada por guilhotina numa região simétrica àquela trincada. Na direita, metalografia indicando a presença de uma trinca semelhante a que resultou na falha da peça, bem como as linhas de fluxo oriundas da fabricação. Aumento: 6x e 200x; ataque: nital 2%.

Figura 42– Vista da região crítica. Notam-se, junto à aresta, os pontos onde ocorreu deformação plástica localizada durante o processo de estampagem. Porém, esta metalografia é referente a chapa isenta, o que determina que os pequenos pontos concentradores de tensão formam-se já na fabricação da peça. Aumento: 6x e 200x; ataque: nital 2%.


Figura 43– A montagem mostra os micromecanismos de fratura correspondentes às regiões indicadas na macrografia da fratura. Região próxima ao início da falha com clivagem (a); direcionamento da fratura característico da região de propagação (b); região próxima a imobilização da trinca com a formação de clivagem e alguns indícios de coalescências de microcavidades (c).

Figura 44– Metalografia de uma seção longitudinal simétrica àquela trincada. Observa-se o encruamento do material com fluxo seguindo o sentido do corte por guilhotina. Tamanho de grão em torno de 7 ASTM. Aumento: 100x; ataque: nital 2%.


Figura 45– Microestrutura ferrítica com pequena quantidade de perlita e cementita esferoidizada. Aumento: 500x; Ataque: nital 2%.

O trabalho indicou que a trinca ocorreu devido a uma sobrecarga por solicitação

estática principiada numa região de forte concentração de tensões imposta pela conformação

mecânica e caracterizada pelas marcas de deformação plástica localizada, visíveis inclusive a

olho nú. O micromecanismo de clivagem observado em toda a zona radial pode ter sido

incentivado exatamente por causa desta região concentradora de tensões (restringe a

deformação plástica).

A falha do componente, portanto, está relacionada com o processo de fabricação,

quando a rugosidade da aresta cortada por guilhotina direciona o fluxo do material originando

pequenas fissuras concentradoras de tensões. O esforço aplicado no processo de montagem,

por sua vez, torna-se suficiente para a propagação de trincas oriundas da fissura inicial,

inutilizando o componente.


2.2.5 - ANÁLISE DE FALHA EM VIRABREQUINS PARA MOTORES DE COMBUSTÃO

INTERNA

Virabrequins são componentes excêntricos que transformam o movimento de

translação em rotação. Podem ser, portanto, considerados como o principal componente de

um motor de combustão interna. Nos últimos tempos, muitos casos de falha em virabrequins

foram verificados, apesar de normalmente ser um componente super dimensionado em termos

de cargas estáticas.

O motivo destas falhas se relaciona com problemas microestruturais oriundos da

própria fabricação ou até mesmo da manutenção, tensões residuais ou problemas de utilização

como falta de lubrificação, por exemplo. Sabe-se que qualquer um dos fatores acima pode ser

responsável pela nucleação de trincas de fadiga, o que certamente leva o componente ao

colapso.

INTRODUÇÃO

O virabrequim dos motores a combustão interna é o componente responsável por

transmitir a energia produzida pelos cilindros (câmaras de combustão), podendo ser

considerado como seu principal componente transformando o movimento de translação dos

pistões em rotação. Os virabrequins são peças robustas, super dimensionadas, construídas de

aço comum ao carbono ou microligado, ou ferro fundido nodular ou cinzento e, mesmo assim,

ocorrem muitos casos de falha nestes componentes.

Virabrequins são, portanto, eixos excêntricos fixados em seu eixo de simetria na

região dos mancais do bloco de motor. Estas regiões são normalmente chamadas de munhões.

Os moentes, por sua vez, são as regiões excêntricas ligadas as bielas. Geralmente o

virabrequim é rigidamente fixado, ou seja, são muitos os munhões ajustados a mancais do

bloco de motor. Cada moente se relaciona a dois munhões. Esta grande rigidez faz com que o

componente continue desempenhando sua função, mesmo após a ruptura. Outra característica

dos virabrequins, também conhecidos como árvore de manivelas, é a alta freqüência de

solicitações inerente ao funcionamento do motor. Sendo assim, comporta-se como qualquer

componente mecânico, ou seja, apesar de super dimensionado em termos estáticos, a

propagação da fadiga é muito rápida, sendo difícil o seu monitoramento. Na figura observa-se


também a massa de ligação entre munhão e moente, freqüentemente denominada de cambota

ou palma.

Estes componentes devem possuir alta resistência à fadiga pois sofrem carregamentos

cíclicos durante toda sua vida útil. Entretanto muitos são os fatores que podem alterar esta

propriedade, introduzidos pelo processo de fabricação, montagem, manutenção, material,

operação, entre outros. Muitas vezes, devido a grande rigidez do sistema, o motor continua

em operação por algum tempo após a completa ruptura, podendo a superfície de fratura sofra

grande amassamento prejudicando a observação dos mecanismos de fratura.

Neste trabalho serão apresentadas algumas análises de falha onde serão mostradas

ocorrências de virabrequins fabricados em ferro fundido e casos de peças forjadas em aço. A

contagem das posições dos munhões e moentes tem origem na parte frontal do componente

em relação motor.

e

Figura 46- Esquema mostrando a nomenclatura utilizada neste

METODOLOGIA

Nesta parte do trabalho destinada a mostrar casos de fal

resumidos os pontos da análise que interessam a cada caso, deixa

relevância da metodologia de análise de falhas.

Todos os casos são de falhas por processo de fadiga. N

processo tem sua nucleação em um dos raios de concordância, se

ou entre cambota e moente. Em todos os casos a fadiga foi de

flexão, sendo que a parcela de torção comum a tal componente

propagação da falha.

A metodologia para as análises de falhas realizadas segue

Devido a grande quantidade de informações alguns resultados, que

Fad

Munhões

trabalho.

has em vir

ndo de lad

a maioria

ja entre ca

corrente d

em nada

o propost

não tiver

iga e Anál

Moent
Cambota
abrequins, serão

o parte de menor

dos casos, este

mbota e munhão

e solicitação de

contribui para a

o pela literatura.

em ligação direta

ise de Falhas 77

com o colapso, não serão citados. Serão discutidas, portanto, apenas as causas que levaram

cada componente ao colapso.

RESULTADOS

Serão apresentados, primeiramente, os casos de peças fabricadas em aço e

posteriormente os casos de peças fabricadas em ferro fundido.

PRIMEIRO CASO - AÇO

Neste caso foi analisado um virabrequim de motor de utilização náutica que rompeu em

serviço no terceiro moente. A falha ocorreu em serviço durante o funcionamento normal. Este

componente trabalhou durante cinco anos e sofreu processo de retífica rompendo após 7000

horas de uso, aproximadamente.

Uma análise visual das partes revelou marcas de desgaste irregular nos munhões e

moentes. O munhão fraturado e a biela correspondente apresentaram excessivas marcas de

deformação superficial devido ao atrito com conseqüente destruição do casquilho. Marcas de

queima foram observadas nas partes do moente danificado, tendo, inclusive, atingido um tom

azulado que indica ter alcançado temperaturas da ordem de 500° C.

A análise macroscópica da superfície da fratura determinou o início da falha por fadiga

em diversos pontos que compreendem cerca de um quarto do perímetro do raio entre o

terceiro moente e a região frontal da cambota (figura 47). A falha propagou a partir dos

diversos pontos atingindo cerca de um terço da seção resistente com solicitação de flexão. A

ruptura final ocorreu por sobrecarga com solicitação combinada com uma componente de

torção. A superfície fatigada encontra-se lisa e as marcas de praia características são pouco

evidentes.

Foi retirado um corpo de prova de uma região no raio de concordância que apresentou

estas marcas de queima e foi constatado uma região com martensita não revenida (figura 48).

Este constituinte é formado devido a altas temperaturas atingidas durante o processo de

retifica. Costuma-se denominar este fenômeno de "queima de retífica" e ocorre quando o

rebolo exerce uma pressão elevada sobre a peça ou falta fluido de refrigeração, que aumenta a

temperatura, ou seja, alguns pontos localizados atingem temperaturas elevadas, temperaturas

de austenitização e com a refrigeração ocorre a têmpera localizada. Foi constatado que a

dureza desta fase clara é muito superior a das demais regiões temperadas por indução,

confirmando assim a hipótese de ter sido formada martensita não revenida. A martensita não


revenida é prejudicial por ser uma microestrutura extremamente frágil e tencionada, que

facilmente permite a nucleação de trincas.

Figura 47- Imagem mostrando a superfície de fratura, observam-se as regiões distintas da fratura. Aumento: 1x.

Figura 48- Micrografias mostrando regiões onde ocorreu formação de martensita não revenida. Ataque: nital 3%. Aumento:180x. Finalmente pode-se afirmar que a origem da falha está associada ao processo de

retifica que permitiu a formação de martensita não revenida junto ao raio de concordância

entre a cambota e o terceiro moente. A martensita não revenida é uma fase frágil, com tensões

residuais e elevada dureza; ou seja, uma fase preferencial para a nucleação de uma trinca.

SEGUNDO CASO - AÇO

Neste caso foi analisado um virabrequim de um motor de aeronave que sofreu queda

em decorrência da falha no motor poucas horas depois de ter sido submetida a uma revisão

geral.

A análise visual da superfície de fratura indicou que a ruptura ocorreu por fadiga em

carregamento de flexão nucleada no raio de concordância junto a cambota (figura 49).


A análise metalográfica da região próxima a fratura mostrou a existência de uma

camada nitretada com espessura de 0,008 mm no flanco do munhão. Não foi observada,

porém, a existência de camada nitretada na superfície do munhão, evidenciando que houve

uma retirada de material devido a retificação ou desgaste que removeu a camada nitretada.

Em outra seção analisada foi encontrado uma região com formação de martensita não

revenida na superfície do munhão, localizada pouco antes do raio de concordância,

evidenciando que houve "queima" no processo de retífica, semelhante ao ilustrado na figura

48.

Foram realizados ensaios de líquido penetrante e partículas magnéticas em várias

regiões do virabrequim constatando-se a presença de trincas radiais em toda circunferência do

munhão, no raio de concordância entre o terceiro mancal e a cambota, exatamente onde

ocorreu a ruptura (figura 49).

Figura 49- A esquerda observa-se a superfície de fratura nucleada no raio de concordância. A imagem da direita mostra as trincas radiais no raio de concordância. Aumentos: 0,8 e 6x respectivamente. Pode-se concluir que as causas da falha por fadiga do virabrequim foram os defeitos

(trincas radiais e martensita não revenida) produzidos durante uma operação de retífica do

munhão.

TERCEIRO CASO - AÇO

Nestes dois casos foram analisados dois virabrequins de caminhões semelhantes que

romperam por fadiga nucleada num ponto junto aos raios de concordância do quinto e terceiro

munhão, para cada peça. Em ambas as situações não houve reparo no virabrequim.

A análise da fratura dos dois casos mostrou a nucleação da fadiga em um ponto junto

ao raio de concordância do munhão e a cambota do moente anterior. O plano de propagação,


em ambos os casos, atingiu cerca de metade da seção resistente e posteriormente ocorrendo a

ruptura final, visto na figura 50.

A análise microestrutural das regiões próximas das fraturas mostrou uma estrutura

martensítica revenida na região de contato com os mancais, temperada por indução, e uma

estrutura bainítica nas demais regiões do virabrequim. Em ambos os casos foi constatado que

a camada temperada por indução termina imediatamente antes do início do raio de

concordância, como pode ser visto na figura 51. Sabe-se que o procedimento de têmpera por

indução introduz tensões compressivas na camada e que tais tensões são equilibradas com o

aparecimento de tensões trativas no final e abaixo da camada. As regiões com tensões trativas

encontram-se exatamente junto ao raio de concordância, diminuindo, assim, o efeito benéfico

do próprio raio.

No terceiro caso foi observada a presença de alinhamento de inclusões na direção

ortogonal à pista de rolamento próximo ao início da falha (figura 52).

Figura 50– Detalhe do plano de propagação desenvolvido numabrange mais que 50% do total da seção resistente. Aumento: 0,

Figura 51– Macrografia mostrando a região temperada por innúcleo (b). Observa-se que o término da camada temperaimediatamente antes do início do raio de concordância. Aument

Fadig

Marcas de

praia
Ruptura final
a extensa superfície que 6x.

duçãda po: 12

a e A

Superfície

de fratura

Raio de

concordância

Início da falha

o (a) e a região do or indução ocorre x.

nálise de Falhas 81

Figura 52– A imagem mostra alinhamento de inclusões na direção ortogonal à pista de rolamento, próximo ao início da falha. Aumento: 500x. Sem ataque. No quarto caso devido a não ter sido encontrado nenhum defeito microestrutural foi

realizada uma análise de tensões residuais utilizando o método de seccionamento em dois

pontos, um na pista de rolamento e outro no raio de concordância (figura 53). Os resultados

desta análise mostraram que na pista de rolamento, com um corte de 3 mm de profundidade

foi medido um valor de tensão compressiva de 255 MPa e no raio de concordância, com um

corte de 1,5 mm de profundidade foi medido um valor de tensão trativa de 28 MPa,

confirmando a hipótese citada anteriormente.

Figura 53– A imagem mostra o extensômetro colado ao componente que permitiram medir a variação de tensão com a progressiva relaxação das tensões residuais conforme a região era secionada. Aumento: 0,6x. Conclui-se que o fato de haver tensões trativas no raio de concordância é um fator

agravante na vida em fadiga dos materiais. No terceiro caso o alinhamento de inclusões

próximo a superfície é mais um fator que diminui a resistência à fadiga do componente.


QUARTO CASO – AÇO

Foi realizada a análise da falha de três virabrequins. A análise constatou que as falhas

aconteceram por fadiga, com nucleação nos raios de concordância entre munhão e cambota e

entre moente e cambota (figura 54).

A análise química determinou que se trata de um aço tipo SAE 1050. O perfil de

dureza constatou uma baixa dureza de núcleo do material.

A metalografia realizada indicou que a causa da falha foi o excessivo tamanho de grão

combinado com a falta de tratamento de têmpera superficial no raio de concordância.

No fim do trabalho, algumas sugestões foram dadas para sanar o problema, com

algumas modificações no processo de tratamento térmico.

Figura 54- Peças recebidas para a análise. Aumento 0,2X

As superfícies de fratura apresentavam uma zona de início por fadiga (Figura 55). Em

dois casos ocorreu a nucleação no raio de concordância entre o moente e a cambota, e no

outro caso com nucleação no raio de concordância entre o munhão e a cambota. A fadiga

avançou em um ângulo aproximado de 45 graus em direção ao núcleo.

Observou-se uma segunda zona, logo após a fadiga, onde aconteceu a ruptura final

(Figura 55, seta B).

As três peças recebidas apresentavam o mesmo aspecto na superfície onde aconteceu a

fratura.


B

A Figura 55- À esquerda a fratura iniciada no munhão do virabrequim. A seta A indica o início da fadiga e a seta B a zona onde aconteceu a ruptura final. À direita, fratura iniciada no moente do virabrequim. Aumentos de 1,7X e 2,7X respectivamente. Foram retirados corpos de prova da zona de início da falha de todos os três

componentes e preparados metalograficamente.

A análise das inclusões foram feitas com os corpos de prova polidos, apresentando

inclusões de sulfeto de manganês (MnS) alongadas segundo o fluxo de material no

forjamento. A classificação da norma ASTM é tipo A 2 ½, serie fina. (Figura 57).

Após o ataque com Nital, foi analisada a microestrutura, apresentando uma matriz

perlítica com ferrita em contornos de grão. O tamanho de grão é 1 segundo a norma

ASTM.(Figura 58). A região do início das fraturas é mostrada na figura 59, onde se observa

que o início coincide com a ausência de transformação martensítica ou, no caso do

virabrequim 1, coincide com a zona de transição da camada.

A camada temperada apresentou uma microestrutura martensítica revenida com ferrita

em contornos de grão. (Figura 60).

A análise da profundidade da camada temperada na região do munhão foi realizada em

um dos virabrequins, e o resultado está no Gráfico 1.

Figura 56- Inclusões presentes nos virabrequins. Observa-se a presença de Sulfeto de Manganês (MnS). Aumento: 100x, Sem Ataque.


Figura 57- Microestrutura embaixo da camada temperada. Observa-se uma matriz perlítica com ferrita em contornos de grão, com um tamanho grosseiro, em média de 1 ASTM. A)Virabrequim 1, b) Virabrequim 2, c)Virabrequim 3. Aumento 100X. Ataque Nital 2%.

Figura 58- A esquerda observa-se a região do início da falha (indicado pela seta) no raio de concordância do virabrequim 2. A direita, início da falha no virabrequim 1. Zona de transição da camada e o núcleo, com martensita revenida e perlita fina, além de ferrita nos contornos de grão. O ponto de início também está indicado pela seta. Aumentos de 200X. Ataque Nital 2%.


Figura 59- A esquerda fotografia obtida a partir de luz polarizada, mostrando perlita fina e ferrita nos contornos de grão. À direita martensita revenida e ferrita nos contornos de grão na região da camada temperada. Virabrequim 1. Aumento 750X e 1000X respectivamente. Ataque Nital 2%.

0

100

200

300

400

500

600

0 1 2 3 4 5 6Profundidade (mm)

Dur

eza

HV

0,30

0 K

g

7

Gráfico 1 - Profundidade da camada temperada no Virabrequim 2.

A análise química foi realizada com um Espectrômetro de Emissão Ótica, marca

Espectrolab LAVMB08B, com amostras lixadas, e o resultado foi a média de 3 análises em

cada amostra. O resultado apresenta-se na Tabela 3. O material encaixa na classificação do

aço SAE 1050.

Tabela 3 - Análise Química dos Virabrequins

Elemento (%) C Si Mn Cr Ni Cu Mo S P Fe

Virabrequim 1 0,509 0,184 0,931 0,173 0,067 0,116 0,012 0,054 0,011 97,91

Virabrequim 2 0,494 0,202 0,935 0,168 0,099 0,073 0,025 0,057 0,013 97,90

Virabrequim 3 0,506 0,189 0,936 0,165 0,052 0,111 0,013 0,05 0,010 97,93


DISCUSSÃO

A falha iniciou na metade dos raios de concordância, coincidindo com a máxima

concentração de tensões devido à flexão dos mancais (munhões e moentes).

As metalografias indicaram um tamanho de grão ASTM igual a 1, fato que é

considerado adverso para solicitações de fadiga. Apresentou-se um nível elevado de

inclusões, mas as mesmas são paralelas às tensões, de forma que não contribuíram

significativamente para o aumento das tensões localizadas e para a falha.

Observou-se, ainda, que a camada temperada apresenta um tamanho de grão menor

que o núcleo, mas a falha não está associada diretamente a têmpera. No entanto as camadas

não abrangem o raio, o que torna os componentes críticos em termos de tensões residuais e de

dureza.

A análise química determinou a igualdade de composição dos três virabrequins. A

quantidade de elementos de liga no material não é significativa, sendo, portanto, um aço do

tipo SAE 1050.

CONCLUSÕES

Todas as três falhas ocorreram por fadiga, nucleadas no raio de concordância entre a

cambota e o munhão ou entre a cambota e o moente. Nesta região constatou-se a formação de

microestrutura perlítica e ferrítica com elevado tamanho de grão (ASTM 1) e baixa dureza, de

forma que estes foram os fatores causadores das falhas.

SUGESTÕES

Para aumentar a vida em fadiga destes virabrequins algumas medidas podem ser

tomadas.

A primeira delas é verificar se a matéria prima está sendo fornecida com tamanho de

grão em torno de no mínimo 6 ASTM. Depois é aconselhável rever os parâmetros de

forjamento, visto que é comum o crescimento de grão neste processo.

Quanto ao tratamento térmico, aconselha-se que o passe de têmpera superficial abranja

a totalidade dos raios de concordância atingindo a face das cambotas (palmas). Desta forma a

dureza da região crítica aumentará e a vida em fadiga do componente também. Mas é preciso

melhorar o processo de têmpera superficial, reduzindo a formação de ferrita em contorno.

Para isso, é necessário reduzir a potência da bobina e reduzir a velocidade do processo.


Para concluir as sugestões quanto ao tratamento térmico, aconselha-se que seja feita

uma têmpera total antes da têmpera por indução, de forma que o núcleo apresente uma dureza

de aproximadamente 40 HRC ou mais. Caso não seja possível a têmpera devido ao

empenamento, sugere-se ao menos que seja realizada uma normalização.

Quanto à matéria prima, verificou-se que trata-se de uma aço comum ao carbono (SAE

1050) sem elementos de liga. Sugere-se que este material seja substituído por algum aço

microligado, como, por exemplo, o aço SAE 4140 ou similar.

Todas essas medidas tomadas garantirão a excelência do produto e devem ser tomadas

mesmo que gradualmente.

Mas uma atitude que deve ser imediatamente tomada é a modificação da têmpera

superficial. Ela atinge a causa raiz das falhas, ou seja, o tamanho de grão elevado e a baixa

dureza no raio. Caso a têmpera seja feita sobre a totalidade do raio, a vida em fadiga

aumentará.

QUINTO CASO - FERRO FUNDIDO NODULAR

Neste caso foi analisado um virabrequim fabricado em ferro fundido nodular. Durante

a utilização do veículo, ocorreu a queda de um parafuso de fixação da caixa de distribuição no

compartimento da correia de distribuição, ocasionando folga e um golpe reativo ao

movimento do virabrequim de uma determinada magnitude.

A análise da fratura indicou que o colapso ocorreu por fadiga devido a solicitação de flexão,

tendo a trinca nucleado junto ao raio de concordância entre a palma e o moente. A região de

propagação foi extensa, atingindo mais de dois terços da superfície total.

A análise microestrutural indicou que os nódulos apresentam heterogeneidade quanto

ao seu tamanho (apesar de estarem na faixa especificada) e distribuição, estando estes

alinhados em algumas regiões junto ao raio de concordância (figura 60), além da presença de

microrrechupes (porosidades) e grafita em forma de agulhas dispersas na matriz perlítica e

ferrítica.


Figura 60– Alinhamento de nódulos partindo do raio de concordância. Aumento: 20x.

A análise dos resultados mostra que o componente apresentou propriedades mecânicas

e metalúrgicas dentro do especificado, porém pôde ser observado um alinhamento de nódulos

de grafita na região do raio de concordância o que determina um defeito de fundição. Este

alinhamento de grafita pode estar associado a inoculação ineficiente na fundição ou altas

temperaturas de vazamento. Tal defeito associado a um regime de trabalho mais exigente, no

caso houve falta de aperto dos parafusos da capa do quinto mancal propiciando uma

solicitação de flexão anormal no componente, levaram o virabrequim à ruptura.

SEXTO CASO - FERRO FUNDIDO NODULAR

Nestes casos foram analisados dois virabrequins de motores semelhantes. A ruptura ocorreu

na cambota dianteira e traseira do quarto munhão nos respectivos casos.

A observação com lupa da superfície fraturada indicou o local de nucleação da mesma

como sendo um ponto próximo ao raio de concordância no interior da cambota dianteira e

traseira do quarto munhão, respectivamente. O macromecanismo de propagação da fratura na

região próxima a de nucleação é por fadiga. A fratura final ocorreu por sobrecarga de tração,

devido à diminuição da seção resistente, como pode ser visto na figura 61.

Figura 61– Imagem mostrando o local de nucleação da fratura, um resraio de concordância como indicam as marcas de praia. Aumento: 1,15x

Fadiga e Aná

Início da

falha

salto próximo ao .

lise de Falhas 89

A observação em MEV identificou o ponto de nucleação como sendo uma

descontinuidade do material (microrrechupe) como mostra a figura 62. Na região final da

fratura o micromecanismo de propagação é por clivagem. Uma vez atingida a superfície, a

fratura propagou seguindo perpendicularmente ao raio de concordância.

Figura 62–Micrografia do defeito responsável pela nucleação da fratura. Pode-se observar que o defeito é um vazio no material.

Figura 63- A esquerda observa-se a formação de uma película de óxidos em contorno de células. A esquerda observa-se a ocorrência de microrrechupes na região próxima ao início da falha. Aumentos: 25 e 40x. Os dois componentes analisados apresentaram microestrutura perlítica com ferrita em

contorno de nódulos e raras ocorrências de má formação de nódulos. Cabe salientar que no

sétimo caso foram encontradas algumas películas de óxido em contorno das células eutéticas,

figura 63. A principal anomalia encontrada em ambos os casos foi a presença de

microrrechupes numa região próximo a falha.

As microestruturas das peças analisadas apresentaram-se dentro do especificado pelo

solicitante com exceção de má formação de nódulos e, no sétimo caso, a presença de óxidos.

A formação de películas de óxidos e a presença de microrrechupes, principais responsáveis

pela falha, devem ser associados a problemas de fundição ou vazamento do metal líquido.


SÉTIMO CASO - FERRO FUNDIDO NODULAR

Aqui foi analisada uma seção de um virabrequim utilizado em um motor de veículo

agrícola de quatro cilindros que rompeu transversalmente em uma pista de rolamento, não

especificado se em algum munhão ou moente.

A análise visual da superfície de fratura mostrou indícios de ruptura por fadiga,

evidenciado pelas marcas de praia divergindo de um ponto subsuperficial (logo abaixo da

camada temperada por indução) e apresentando regiões distintas de propagação, como pode

ser observado na figura 64.

A microestrutura da seção analisada foi perlítica com pouca ferrita em contorno de

nódulos e com grande variação no tamanho dos nódulos. A região de início da falha

apresentou grande quantidade de microrrechupes, visto na figura 65.

a

Figura 64– Macrografia mostrando a superfície da fraturainício da falha num ponto abaixo da camada temperada. A

Figura 65– Micrografias mostrando a presença de microrrfalha. Aumentos: 90x. Conclui-se que o virabrequim rompeu por fadiga sob c

numa região logo abaixo da camada temperada por indução,

microrrechupes. A extensa zona de propagação e ausê

Início da falh

do virumento

echupe

arregam

devido

ncia d

Fadiga

Zona de

propagação

abrequim indicando o : 1x.

s na região de início da

ento de flexão nucleada

a grande quantidade de

e deformação plástica

e Análise de Falhas 91

macroscópica indica o baixo nível de tensões agindo na fadiga e superdimensionamento da

região resistente.

OITAVO CASO - VIRABREQUINS DE FERRO FUNDIDO

Foi analisada a falha de dois virabrequins de ferro fundido nodular que romperam em

serviço. Em ambos virabrequins observou-se o início por fadiga com nucleação no raio de

concordância entre o moente e a cambota, coincidindo com um defeito na usinagem dos raios.

A falha ocorreu devido a presença de inclusões e microrrechupes alinhados, baixo grau

de nodularização da grafita, combinado com defeitos no acabamento de usinagem.

Figura 66- Peças recebidas para a análise. Aumento 0,3X

Observa-se em ambos uma zona de início da fratura por fadiga, com nucleação no raio

de concordância entre o munhão e a cambota (Figura 67). A zona fadigada apresenta uma

inclinação em um angulo aproximado de 45°, e logo após observa-se uma zona de ruptura

final.

Também se observou (Figura 68) em ambos virabrequins a presença de imperfeições

no acabamento no raio de concordância.


Figura 67-último aprindica a zo

Figura 68-

1,35X

Fora

metalografi

Fora

microrrechu

A s

de uma mat

As a

com um gra

A

A esesentna de

Imp

m ex

camen

m ob

pes (F

uperfíc

riz de

mostr

u de n

B

querda falha no virabrequim 87 e a dirado um amassamento maior. A seta A in ruptura final. Aumento 1,8X e 1,4X respec

erfeições no raio de concordância de um

traídas duas amostras ortogonais a zona de

te.

servadas sem ataque químico no micro

igura 69 e 70) e má formação dos nódulos d

ie próxima ao centro do munhão apresenta

martensita com austenita retida e nós de graf

as foram classificadas segundo a norma AST

odularização de 80%, com 75 nódulos por m

B

eita dicativa

do

iníc

scó

e gra

va-s

ita. (

M c

m2 e

Fad

A

no virabrequim 30. Este a zona de início, seta B mente.

s virabrequins, aumento

io da fratura, e preparadas

pio ótico a presença de

fita.

e temperada, com presença

Figura 71).

omo ferro fundido nodular

tamanho de nódulo 5.

iga e Análise de Falhas 93

Figura 69- À esquerda, inclusões e microrrechupes alinhados. À direita microrrechupes e agulhas de grafita mal formada. Amostra sem ataque. Aumento 115X e 285X

Figura 70- À esquerda, em uma das amostras, a seta indicando a superfície de fratura. A microestrutura é formada por uma matriz perlítica com nódulos deformados de grafita e ferrita nos contornos de grão. Observa-se o alinhamento de inclusões e microrrechupes na parte superior. À direita alinhamento de inclusões e microrrechupes na amostra do outro componente. Aumento 135X e 100X respectivamente, ataque Nital 2%.

Figura 71- À esquerda observa-se agulhas de martensita e austenita retida, com a presença de microrrechupes. À direita, martensita, austenita retida e nódulos de grafita, além de um microrrechupe (seta). Estas microestruturas foram observadas na camada temperada de um dos componentes. Aumentos de 570X e 287X respectivamente.


DISCUSSÃO

A falha iniciou no raio de concordância entre o munhão e a cambota, ajudado pela

presença de defeitos de usinagem.

As metalografías indicaram a presença de microrrechupes e impurezas nos contornos

de células. O alto conteúdo de impurezas e de material nodularizante provocou a segregação

dos mesmos no contorno de grão na solidificação formando as inclusões e dificultando a

nodularização de grafita. Os microrrechupes foram provocados pela velocidade de

resfriamento alta. O fato de que os microrrechupes e as inclusões formarem redes na

microestrutura diminui de forma crítica a vida em fadiga.

Para a maioria das aplicações de alta responsabilidade de ferro fundido nodular em

termos de fadiga, o grau de nodularização deve ser no mínimo de 85%, o que indica que o

material está fora das especificações;

Na camada temperada observa-se uma matriz de martensita e nódulos de grafita, com

a presença de austenita retida, fato que não se associa diretamente com a falha, mas deve ser

evitada a austenita, pois diminui a vida em fadiga.

As falhas aconteceram por fadiga, com nucleação em alinhamentos no raio de

concordância entre o munhão e a cambota. A causa da falha foi a concentração de tensões

induzidas pela presença de inclusões, grafita não nodularizada e microrrechupes nos

contornos de célula e da grafita não nodularizada.

Observou-se a presença de austenita retida na camada temperada, que também é

danoso quanto à fadiga.

CONCLUSÃO

Dentre os componentes apresentados constatou-se que ocorreram falhas devido a

manutenção inadequada, processos de tratamento térmico irregular, operação inadequada

associado a um problema de material e, finalmente, colapsos onde o processo de fabricação

por fundição foi o principal responsável pelas falhas.

O estudo das situações acima mostra que quando o assunto é fadiga mesmo peças

robustas tornam-se susceptíveis à falha.


2.2.6 - ANÁLISE DE FALHA EM BARRA DE PRENSA

RESUMO

Uma barra de prensa rompida em serviço foi analisada onde se constatou que a falha

foi oriunda da alta susceptibilidade ao entalhe do material utilizado aliada a defeitos

microestruturais.

Análises metalúrgicas indicaram que ocorreu um processo de fadiga com uma pequena

superfície de propagação originada em defeitos superficiais (arrancamentos e “pittings”).

As análises indicaram, também, a ocorrência de uma grosseira rede de carbonetos

primários sobre a matriz martensítica do material.

Finalmente, sugerem-se algumas alterações no material a fim de aumentar a vida em

fadiga da barra.

DESCRIÇÃO

Foram recebidas duas partes de uma barra de prensa para forjamento que rompeu em

serviço para desenvolver análises metalúrgicas visando evidenciar a causa da falha. Esta barra

possui seção de 220x140mm e 1700mm de comprimento e aciona cinco punções extratores.

Conforme as informações do solicitante, o projeto original da barra prevê a utilização

de um aço X210CrW12 (VC 131). No entanto, a barra foi fabricada com o aço VD2. A barra

reposta, por fim, foi fabricada com o aço AISI 4140 beneficiado e sofreu têmpera por indução

na face em contato com os punções extratores.

ANÁLISE VISUAL

As duas superfícies de fratura foram submetidas a inspeção visual e em lupa de baixo

aumento onde foi determinada uma pequena região de convergência das linhas radiais na

fratura do corpo da barra. Já a fratura da extremidade apresentou linhas radiais advinda de

toda aresta da mudança de seção, aparentando fratura por sobrecarga. Nesta etapa da análise o

foco de atenção foi concentrado para esta pequena região de convergência. Diversas imagens

foram realizadas em lupa e aparentaram tratar-se de um processo de fadiga.


Figura 72– Imagem mostrando o componente analisado. Observa-se uma ruptura ao centro (a) e rupturas nas extremidades (b).

Figura 73–Detalhe (b). Aspecto de ruptura por sobrecarga com linhas radiais seguindo a partir de toda a aresta de mudança de seção.

Figura 74– Detalhe (a) da fratura central vista na figura 72. Observam-se as linhas radiais partindo do vértice superior direito indicado pelo retângulo.


Figura 75– Detalhes da região crítica indicada na figura 73. A imagem a esquerda evidencia as marcas radiais partindo do vértice. A imagem à direita, com maior ampliação, evidencia uma pequena superfície lisa com aspecto de fadiga.

ANÁLISE EM MICROSCÓPIO ELETRÔNICO DE VARREDURA (MEV)

A região de interesse foi extraída através de corte metalográfico com serra abrasiva e

foi encaminhada ao MEV. Confirmou-se a suspeita de fadiga, inclusive observando-se duas

marcas de praia somente vistas ao MEV.

Foi observado micromecanismo de separação intergranular sobre a superfície de

propagação e, principalmente, no ponto inicial. Micromecanismos de clivagem foram

observados ao longo de toda a fratura, aparentemente advindas da separação de segundas

fases.

Chamou a atenção, entretanto, a grande dimensão da maioria destas fases com

clivagem. Mais ao final da fratura, observou-se a formação de coalescimento de

microcavidades.

Como esta parte cortada apresentava a face externa retificada da barra, esta também

foi analisada em MEV onde se observou que, apesar do processo de retífica ter sido realizado

ao longo do eixo principal da barra de tal forma que as marcas de desgaste abrasivo seguiam

ortogonalmente à fratura, ocorreram alguns pequenos pontos de nucleação de trincas

secundárias em concentrações das segundas fases e "pittings" de corrosão ou arrancamentos.

Tais fases foram analisadas em microssonda onde se observou alta concentração de Cr e V.


Figura 76- A região de início da fratura vista em MEV apresenta marcas de praia bem definidas.

Figura 77- As imagens indicam o aspecto diversificado de micromecanismos de fratura sobre a região inicial da fadiga. A esquerda, um micromecanismo típico de fadiga. A direita, um aspecto intergranular próximo à superfície.

Figura 78– Micromecanismos observados na região de propagação da fadiga. Observam-se facetas de clivagem em segundas fases indicadas pelas setas.


Figura 79– Imagens da região de propagação da fadiga. Observam-se, aqui também, facetas de clivagem em segundas fases indicadas pela seta. À direita, já no final da propagação, observa-se coalescimento de microcavidades.

Figura 80– Ruptura final com coalescimento de microcavidades circundando os carbonetos esferoidizados.

Figura 81– Aspecto da face retificada na qual iniciou o processo de fadiga. Foi aplicado um ataque com nital 10% que revelou os carbonetos alinhados (placas claras). Observa-se, a esquerda, uma trinca secundária seguindo um alinhamento. À direita, outra trinca secundária oriunda de um “pitting” de corrosão.


Figura 82– Aspecto superficial da face retificada junto à fratura. Aqui se confirma a presença de carbonetos alinhados e “pittings” oriundos, provavelmente, do arrancamento de carbonetos.

Figura 83– Espectro de microssonda EDS aplicada a uma das fases. Trata-se de carbonetos com traços de vanádio, cromo e ferro.

MICROESTRUTURA E DUREZA

Realizou-se, então, uma análise microestrutural para confirmar a presença das

segundas fases.

Observou-se uma rede de carbonetos primários grosseira sobre uma matriz

martensítica revenida, com refinado tamanho de grão, e carbonetos esferoidizados dispersos.

Foi realizado, finalmente, um ensaio de dureza Vickers com carga de 30 kgf e sendo

constatada uma dureza média de 710 HV30 .


Figura 84- Microtrinca partindo da parede externa logo abaixo da superfície de fratura. Sem ataque; aumento: 100x.

Figura 85- Microestrutura do material formada por uma matriz martensítica revenida e uma rede de carbonetos primários. Ataque: reativo de Villela; aumento: 50x.

Figura 86- Detalhe da imagem anterior, onde observa-se a formação de carbonetos primários aciculares mas também outros alongados, compondo a rede. Ataque: reativo de Villela; aumento: 200x.


Figura 87- A imagem mostra a mesma microestrutura anterior, agora com ataque de nital 10%. Observam-se grãos de pequeno tamanho formando uma matriz martensítica revenida e carbonetos dispersos, além de um carboneto alongado. Aumento: 200x.

Figura 88- Microestrutura em detalhe da matriz do material. Grãos martensíticos com pequeno tamanho (em torno de 9 ASTM) e carbonetos esferoidizados dispersos. Ataque: nital 10%; aumento: 1000x.

DISCUSSÃO DOS RESULTADOS As análises indicaram que a barra rompeu por fadiga devido à solicitação de flexão

repetida. A trinca propagou de forma elíptica junto a um dos vértices inferiores, região de

maior tensão trativa com comprimento extremamente pequeno (menos de 10mm de

propagação) em relação à dimensão da barra (220mm). Tal morfologia indica o alto nível de

tensões envolvido e a grande susceptibilidade ao entalhe do material utilizado. Com efeito,

aços ferramenta como o utilizado, com elevada dureza, e também aquele prescrito em projeto

apresenta baixa tenacidade à fratura.

Qualquer anormalidade superficial tal como "pittings" de corrosão ou arrancamentos

de fases grosseiras já são suficientes para nuclearem uma trinca por fadiga.


A condição microestrutural do material, com uma grosseira rede de carbonetos de

cromo e vanádio, aliada à questão superficial também é danosa à resistência à fadiga da barra,

pois acelera não somente a nucleação de trincas (arrancamento e concentradores de tensões)

como sua propagação, visto que ocorreram evidentes facetas de clivagem sobre estas fases

grosseiras.

CONCLUSÕES

O material utilizado (VD2) e o material especificado (VC131) são inadequados para a

aplicação na fabricação da barra suporte de punções extratores, visto que apresentam grande

susceptibilidade ao entalhe. A microestrutura formada por uma rede grosseira de carbonetos

primários, associada à questão das irregularidades superficiais, acelerara o processo de falha.

SUGESTÕES

Como foi observado neste trabalho, o ponto crítico quanto à fadiga encontra-se na face

oposta.

Foi sugerido a utilização de um aço AISI 4140 ou até mesmo um AISI 4340, que

apresenta maior tenacidade, mas que seja conservada a condição superficial de retífica e que

seja também temperada por indução a face crítica.


2.2.7 - ANÁLISE DE FALHA EM MOTOR FORD 6.6

RESUMO

Foi aplicada uma análise de falha em um motor diesel, onde se constatou que o

colapso foi devido à falha por fadiga de um dos parafusos da quarta biela. Durante a análise

foi verificado que outro parafuso de outra das bielas apresentava também um processo de

fadiga.

Ambos os processos de fadiga apresentaram características de início por alta concentração de

tensões e susceptibilidade ao entalhe, incentivada por defeitos de fabricação nas ranhuras para

montagem por interferência da haste (recartilhado).

INTRODUÇÃO

Foi solicitada a aplicação de uma análise de falha em um motor automotivo de

combustão interna Diesel de marca Ford 6.6 que sofreu revisão na data de 05/02/2000 e veio a

entrar em colapso na data de 07/08/2000, ou seja, seis meses depois.

Sendo assim, foi efetuado o acompanhamento da desmontagem do motor e a análise

visual preliminar dos destroços. Foram observados, além da ruptura dos dois parafusos da

biela, a ruptura da base do motor, a ruptura do comando de válvulas em três regiões distintas,

e outras avarias tais como marcas de contato das válvulas sobre os pistões, trincas e rupturas

no quarto pistão, empenamento de tuchos, varetas e válvulas.

O solicitante informou que o torque de aperto recomendado é de 10kgfm. Antes da

desmontagem das demais bielas, foi aplicado um momento torsor (torque) nos demais

parafusos através de uma chave (torquímetro) de marca RAVEN, do tipo catraca e foi

verificado que eles estavam com os 10kgfm especificados.

Após a desmontagem, alguns itens (figura 89) foram separados para a análise em

laboratório como segue:

- Os dois parafusos rompidos com a 4a biela e pistão;

- 4 outros parafusos retirados das demais bielas;

- As partes fraturadas do comando de válvulas.

As análises em laboratório compreenderam análises visuais e em microscópio estereoscópico

de baixo aumento das partes fraturadas, ensaios de tração e de dureza nos 4 parafusos das

demais bielas e metalografias.

O parafuso segue a norma Whitworth UNF7/16 20 fios por polegada.


Figura 89– A imagem mostra os itens levados ao laboratório para análise. Em (a), com 0,4x de magnificação, observa-se o pistão e as partes da biela com os parafusos, além das partes fraturadas do comando de válvulas. Em (b), com 0,6x, os quatro parafusos separados para ensaios mecânicos retirados aleatoriamente das demais bielas.

ACOMPANHAMENTO DA DESMONTAGEM

A primeira observação do motor mostrava a ruptura da base do mesmo, na região onde

ocorreu o impacto da biela. Aqui já podiam ser observadas as fraturas dos dois parafusos

(figura 90).

Foi, então, desmontada a tampa do motor, onde constatou-se algumas avarias já mencionadas

e as rupturas do comando. A desmontagem do bloco deixou à vista as partes superiores dos

pistões, onde observou-se marcas de impacto das válvulas, decorrência esta da ruptura dos

parafusos da biela, que tornaram o sistema assíncrono (figura 91).

Após a desmontagem dos pistões, e em particular do pistão 4, verificou-se que nenhuma

marca anormal de atrito existia na camisa (figura 92).

Figura 90– Imagem mostrando a ruptura da base do motor que permitiu a passagem da parte da biela 4 ao exterior. A seta indica a superfície de fratura do parafuso. Aumento de 0,8x.


Figura 91– Vista da parte superior do pistão 3 e 4. A seta indica uma marca de contato com uma válvula. Aumento de 0,3x.

Figura 92– Vista da parede interna da camisa do pistão 4. Nenhuma marca que indicasse desalinhamento de montagem foi verificada. Aumento de 0,7x.

ANÁLISE VISUAL E POR MICROSCOPIA DOS DESTROÇOS

A análise visual dos dois parafusos rompidos da quarta biela indicou uma superfície

lisa, provavelmente devido ao mecanismo de fadiga em um deles. No outro foi verificada uma

evidente estricção e fratura do tipo taça–cone, típica de ruptura por sobrecarga (figura 93).

O parafuso crítico, ou seja, aquele com evidencias de fadiga, foi analisado, então, em

microscópio estereoscópico e microscópio eletrônico de varredura (MEV). Foi confirmado o

processo de fadiga nucleado numa das estrias da haste e propagando até quase a completa

redução da seção resistente (figura 94 e 95).


A característica de fadiga com apenas um ponto de nucleação e grande propagação

indica baixa tensão média atuando, e solicitações de flexão.

A análise visual das fraturas do comando de válvulas indicou a ocorrência de ruptura por

sobrecarga, sem nenhum sinal de fadiga. Tais colapsos foram, portanto, decorrentes do

impacto das válvulas e os pistões (figura 96).

Figura 93– Superfícies de fratura dos dois parafusos da biela 4 (aumento de 1,5x). Em (a), ruptura dúctil por sobrecarga. Em (b), ruptura lisa típica de fadiga. Detalhes com 6x.


Figura 94– Em (a), imagem com 20x de aumento mostrando o início da falha do parafuso fadigado. Em (b), com 60x de aumento, um evidente defeito em outra estria vizinha à anterior.

Figura 95– Macrografia com 6x de aumento da superfície de fadiga, à esquerda. A direita, detalhe da região (a) junto ao final do processo de fadiga, onde já observam-se microcavidades coalescidas.

Figura 96– Superfícies de fratura do comando de válvulas. Nenhuma delas indicou algum sinal de mecanismo de fadiga. Aumento de 1,1x.


ENSAIOS MECÂNICOS

Os outros quatro parafusos e o crítico, rompido por fadiga, sofreram ensaios

mecânicos de tração estática e ensaios de dureza, a fim de determinar a sua classe de

fabricação. No primeiro ensaio de tração, o parafuso rompeu com um baixo valor de força de

tração (61,8kN). Isto se deveu ao fato de que este parafuso já estava sofrendo um processo de

fadiga. Os resultados do ensaio de tração e as características de ruptura estão na tabela 4. Os

ensaios de dureza estão na tabela 5.

Tabela 4 – Resultados dos ensaios de tração.

Parafuso Área da Seção

(mm2)

Carga de

Ruptura (N)

Tensão de

Ruptura (MPa)

Tipo de ruptura

1 72,3 61803* Transv. haste

2 72,3 84366 1102 Cisalh. rosca

3 72,3 99571 1300 Transv. rosca

4 72,3 94666 1236 Cisalh. rosca

*O parafuso encontrava-se em processo de fadiga.

Tabela 5 – Resultados dos ensaios de dureza

Parafuso Dureza Rockwell C

(HRC)

Média

(HRC)

Crítico 40 40 39 41 40

1 39 37 38 39 38,3

2 41 37 40 41 39,8

3 38 37 37 38 37,5

4 39 40 40 39 39,5

ANÁLISE DO SEGUNDO PARAFUSO FADIGADO

A observação em microscópio estereoscópico indicou o mesmo mecanismo de fadiga

para este parafuso (figuras 97 e 98). Isto indica que a falha não é típica da compressão ou

trabalho de um único sistema, mas que ocorre nos parafusos aleatoriamente (lembra-se que

este parafuso foi verificado antes da desmontagem e estava com 10 kgfm de torque).


Figura 97– Detalhes do processo de fadiga do segundo parafuso (rompido no ensaio de tração). Em (a) vista com 8x de aumento de um dos lados da fratura onde indica-se o início da fadiga, a propagação lisa e a ruptura fibrosa por tração e depois a ruptura por cisalhamento final. Em (b), com aumento de 20x, detalhe do início da fadiga em um defeito superficial.

Figura 98– O outro lado da fadiga da figura anterior. Em (a), com 15x de aumento, notam-se as marcas de praia a partir do ponto inicial. Em (b), detalhe com ampliação de 60x do defeito que originou o processo de fadiga.

ANÁLISE DOS ESFORÇOS

Do modo como a falha ocorreu pode-se constatar que alguma componente de tração

contribuiu para tal fato. Apesar do pistão apresentar apenas movimento de translação, a biela

apresenta uma componente de rotação devido ao giro do virabrequim. Sendo assim, esta

rotação desmembra-se em uma componente de tração que atua nos parafusos.


O principal carregamento de tração nos parafusos de biela de um motor Diesel ocorre na

admissão e mesmo assim o esforço ou nível de tensões envolvidas é baixo, visto que o pistão

tem ajuste com folga na camisa do cilindro.

ANÁLISE MICROESTRUTURAL

Para preservar o parafuso causador da falha foi antes realizado o ensaio destrutivo

neste segundo parafuso. Uma seção transversal contendo as estrias (recartilhado), logo abaixo

da fratura, foi retirada e preparada metalograficamente. Observou-se a ocorrência de

microtrincas na região superior de vários dos ressaltos das estrias e, inclusive, naquele da

origem da fadiga (figura 99). Em um deles, inclusive, observaram-se as linhas de fluxo

oriundas da deformação plástica do processo de recartilhado (figura 100). Observou-se que as

linhas de fluxo seguiam a deformação das cavidades e apresentavam um plano de encontro

coincidente com as microtrincas. Ou seja, apresentaram duas frentes de linhas de fluxo com

sentidos contrários seguindo as paredes projetadas da estria e estas frentes encontravam-se no

plano de trinca. Os outros parafusos do ensaio de tração foram preparados e as mesmas

características foram encontradas (figura 101).

Nesta parte do trabalho, já pode ser possível prever o fator de concentração de tensões

na microtrinca como o responsável pela falha daquele primeiro parafuso.

Para confirmar, o parafuso crítico foi, então, preparado metalograficamente da mesma

forma que os anteriores e as mesmas características foram observadas no parafuso crítico da

biela 4 (figura 102).

Figura 99– O início da fadiga do parafuso ensaiado em tração, como visto nas imagens anteriores, foi em uma região da superfície onde se observa uma trinca. A imagem indica, ainda, a microestrutura martensítica revenida do material. Ataque: nital 2%; aumento: 255x.


Figura 100- Dobra de conformação em uma estria ao lado daquela da imagem anterior. À esquerda, vista com 250x de aumento. À direita, detalhe com 750x. Ataque: nital 2%.

Figura 101–Fotomicrografia mostrando uma dobra de um dos parafusos rompidos no ensaio de tração. Nota-se, também, uma trinca propagando ao lado. Ataque: nital 2%; aumento: 540x.


Figura 102– À esquerda, com 250x de aumento, fotomicrografia de uma seção transversal próxima ao lugar de início da fadiga que originou a falha do parafuso do motor. Observa-se um defeito superficial (dobra). À direita, detalhe com 500x de aumento. Ataque: nital 2%.

ANÁLISE DA FABRICAÇÃO DO PARAFUSO

A seqüência de fabricação dos parafusos pode ser prevista com a análise visual,

microestrutural e de dureza. A provável seqüência é a seguinte:

- conformação das ranhuras (recartilhado) e cabeça e laminação da rosca a partir de uma barra

- comercial;

- têmpera e revenimento;

- retificação da região recartilhada.

DISCUSSÕES DOS RESULTADOS

As análises preliminares dos destroços indicaram fadiga em um dos parafusos

rompidos da biela 4, na região da haste onde eles recebem um processo de conformação

(chamado neste trabalho de recartilhado). Esta região coincide ou fica próxima ao plano de

montagem das duas partes da biela.

Posteriormente encontrou-se fadiga em um outro parafuso de outra das bielas, que

inclusive foi verificado antes da desmontagem estar com torque de 10 kgfm.

Nos parafusos, a maior concentração de tensões ocorre sempre na região dos filetes,

mais precisamente no primeiro filete carregado. Neste caso, a fadiga ocorreu na região da

haste, junto ao encontro das duas partes da biela. Isto indica que o ponto de maior

concentração de tensões foi transferido da região dos filetes para a haste recartilhada.

Com as metalografias, verificou-se um efeito maior ainda que a simples mudança de

seção: o efeito de entalhe causado pelas trincas. Em materiais de alta resistência mecânica,

tais como o destes parafusos, a susceptibilidade ao entalhe é evidente.

Desta forma, o parafuso passa a ser tratado como um pino com mudança de seção

(cantos vivos) e entalhes.

O fato de a fadiga ter nucleado em um único ponto e ter propagado até cerca de 80%

da seção resistente indica que o nível de tensões envolvidas é baixo, podendo ser aquele do

tempo de admissão do combustível.

Neste caso, pouco importa a tensão média aplicada ou o torque aplicado. O parafuso

romperia com qualquer valor de torque, o que mudaria seria o tempo necessário para a falha.

Observa-se que os parafusos possuem muitos defeitos (encruamento e microtrincas) na

maioria das suas 18 estrias. Mas as falhas, nos dois casos de fadiga, iniciaram em apenas um


deles. Isto porque o ponto de início coincide com o maior esforço de tração, que no caso, é no

eixo de simetria transversal da biela, junto ao diâmetro de encaixe com o virabrequim.

Os ensaios mecânicos e as metalografias indicam que os parafusos são fabricados para

satisfazer a classe 8.2 conforme a norma SAEJ429 (1980) ou classe 12.9 pela norma EB168

(1972). Tais normas exigem materiais beneficiados de alta resistência. Com efeito, nenhum

defeito de material ou tratamento térmico foi encontrado.

CONCLUSÕES

O colapso do motor ocorreu devido à falha por fadiga de um dos parafusos da quarta

biela. O processo de fadiga iniciou num ponto de concentração de tensões junto à região

recartilhada da haste e devido à alta susceptibilidade a entalhes do material.

SUGESTÕES

Para evitar falhas futuras, é preciso agir no processo de recartilhado e posteriormente

na retífica.

Quanto ao recartilhado, é preciso diminuir o encruamento que leva ao fluxo de

material em sentidos contrários com a formação de microtrincas.

Quanto a retífica, é necessário maior retirada de material a fim de eliminar o problema

causado pelo recartilhado.


2.2.8 - ANÁLISE DE FALHAS EM TURBINAS PARA MOTOR DIESEL

RESUMO

A primeira parte do trabalho trata da fratura do eixo e da parte inferior de turbinas para

motor diesel onde se observou que a causa das falhas das turbinas foi de natureza mecânica.

As fraturas por fadiga tanto no eixo quanto na região inferior das palhetas ocorreram devido a

problemas de desalinhamentos nos mancais ou desbalanço dos componentes, não tendo sido

evidenciados problemas metalúrgicos.

A segunda parte do trabalho trata da análise de fraturas ocorridas na parte superior de

turbinas. Ficou claro durante as análises que o motivo dos colapsos estava associado a

problemas oriundos do processo de fundição das turbinas.

Figura 103- Etrabalho com

Foram

Estas t

fundição. Elas

também pelo p

eixo e na parte

Levand

uma com rupt

das palhetas, c

Região inferior

squema mostrando a região dos componenteo sendo a região inferior e superior das palheta

PRIMEIRA PARTE

MATERIAL

enviadas para análise de falha turbinas utilizadas

urbinas foram fabricadas com a liga Inconel 7

romperam na parte inferior das palhetas. Out

rocesso de fundição, porém, a partir da liga GM

inferior de uma das palhetas.

o em conta estes fatores, restaram para análise d

ura no eixo e numa das palhetas, e outra com rup

onforme a figura 103.

F

Região superior

s que foi denominada neste s.

em motores diesel

13C através do processo de

ras turbinas foram fabricadas

R 235. Uma delas rompeu no

e falha apenas duas turbinas;

tura na região inferior de uma

adiga e Análise de Falhas 116

ANÁLISE DE FRATURA

A turbina que rompeu em duas regiões apresentou fadiga por flexão rotativa no raio de

concordância que ameniza a mudança entre o diâmetro do anel de vedação (pressão) e o

diâmetro da região dos mancais, figuras 104 e 105. A ruptura da palheta, por sua vez, ocorreu

em conseqüência da falta de rigidez provocada pela fadiga do eixo, ocasionando contato com

a carcaça do componente. A palheta rompida apresentou uma grande porosidade (rechupe)

oriunda do processo de fundição, figura 106. Possivelmente esta foi a única palheta a romper

porque apresentou uma diminuição de seção resistente imposta por tal defeito. Todas as

demais sofreram apenas deformação plástica.

A turbina que teve ruptura apenas na região inferior de uma das palhetas apresentou a

superfície de fratura com facetas lisas e uma região posterior mais fibrosa. A análise de tal

superfície em microscópio eletrônico de varredura (MEV) indicou marcas características de

fadiga na primeira região, figuras 107 e 108. A segunda zona, aquela mais fibrosa, apresentou

micromecanismos de fratura típicos de uma liga bruta de fusão, com a separação dendrítica e

a presença de clivagem, figura 109.

Tomando por base o sentido de rotação do componente, a superfície lisa na fratura está

junto a parte da frente da palheta, oposta ao contato inicial com os gases, descartando a

hipótese de ela ter nucleado a partir de esforços oriundos dos gases de escape. Desta forma,

duas hipóteses devem ser estudadas: ocorreu alguma falha de material ou algum problema

mecânico que possibilitasse o contato, em serviço, das palhetas e a carcaça.

Figura 104– A figura mostra a região da turbina onde desenvolveu-se uma fadiga em um dos componentes. Aumento 1,5x.


Figurfadig

Figurfunddo ei

Figurpalhe

Ruptura final

aa

aiçxo

at

Propagação

105– A imagem mostra as marcas de praia características indicando propagação devido a cargas de flexão rotativa. Aume

106– Macrografia mostrando uma descontinuidade oriundão, que acarretou na ruptura de parte da palheta por sobrecar por fadiga. Aumento 6x.

107– Micrografia mostrando aspecto de fadiga na superfa. Aumento 158x.

Fadiga e A

Propagação

de uma falha por nto 8x.

s

ag

íc

n

Porosidade

do processo de a, após a ruptura

ie de fratura da

álise de Falhas 118

Figura 108- A imagem mostra outra região da palheta da turbina onde ocorreu propagação por fadiga junto a parte da frente da palheta. Aumento 306x.

Figura 109- Micrografia da última parte que rompeu, da mesma palheta da imagem anterior, mostrando planos de clivagem, indicando fratura frágil. Aumento 817x. MEV


Para confirmar a hipótese de ter ocorrido alguma falha no material foi desenvolvido

um estudo microestrutural dos componentes junto a região da fratura.

As microestruturas de ambos os materiais (Inconel 713 C e GMR 235) apresentaram-

se semelhantes. Trata-se de uma estrutura bruta de fusão com matriz formada por solução

sólida γ típica de ligas a base de níquel usadas em altas temperaturas, figuras 110 e 111.

Não foi verificada a presença de qualquer defeito de fundição tal como porosidades ou

microrrechupes.


Figura 110– Microestrutura da liga GMR 235. Matriz formada por solução sólida γ e contornos interdendríticos. Aumento 100x.

Figura 111– Microestrutura de liga IN 713C. A matriz também é formada por solução sólida γ, com fases γ’ primário (fases claras), além da formação de Widmanstatem (fase σ) e carbonetos em contorno de célula. Aumento 200x.

CONCLUSÃO

Os componentes apresentaram condições microestruturais típicas de ligas de níquel

para uso em altas temperaturas, não sendo verificado qualquer defeito que associasse as falhas

a defeitos metalúrgicos.

A turbina rompida no eixo apresentou marcas características de fadiga por solicitação

de flexão rotativa. A falha deve ter ocorrido devido a algum desalinhamento do sistema ou

desbalanço da peça.

A turbina rompida na região inferior da palheta, por sua vez, apresentou marcas de

fadiga que propagam a partir da parte frontal da palheta, indicando que ocorreu o contato

desta palheta com a carcaça, originando uma solicitação cíclica de flexão unidirecional que

levou o componente a fratura.

Fadiga e Análise de Falhas 120RUPTURA NA PARTE SUPERIOR DAS PALHETAS

MATERIAL

Foram enviadas para análise sete componentes de turbina para motor diesel,

fabricados em liga a base de níquel para uso em altas temperaturas GMR235, através do

processo de microfusão. Todas as peças apresentaram ruptura na parte superior das palhetas,

como indicado na figura 103.

ANÁLISE DE FRATURAS

Na análise das fraturas não foi verificado mecanismo de fadiga em nenhum dos

componentes, o que indica que os colapsos foram por sobrecarga. Na superfície foi

encontrado um extenso fibramento, que é atribuído à separação interdendrítica típica de uma

liga bruta de fusão, como pode ser verificado na figura 113.


Foram confeccionados corpos de prova metalográficos extraindo-se amostras das

palhetas próximas às fraturadas. As amostras apresentaram uma grande quantidade de

microrrechupes, em alguns casos até 50% da seção resistente, ao longo da seção da palheta,

figuras 114 e 115.

A microestrutura, por sua vez, é típica de uma liga de níquel bruta de fusão, com a

formação de dendritas no sentido de crescimento preferencial segundo o resfriamento do

material na fundição. A matriz é formada por solução sólida γ e o contorno das dendritas é

formado por carbonetos metálicos.

Numa das turbinas foi observada a olho nu uma inclusão de material refratário do

molde na superfície de fratura, figuras 116 e 117. A falha propagou-se a partir deste defeito.

Outra turbina apresentou no início da falha e numa palheta adjacente a formação de

porosidades (bolhas) de extensa dimensão, também oriundas do processo de microfusão,

figura 118.


Figura 112- Micrografia mostrando a morfologia típica das superfícies fraturadas. Micromecanismos de fratura interdendrítica, com a formação de coalescência de microcavidades nos contornos de células e planos separando as dendritas. Aumento 113x. MEV

Figura 113- Micrografia que mostra a grande quantidade de microrrechupes formados e distribuídos em toda a seção resistente de uma das palhetas analisadas. Observa-se, ainda, a presença de carbonetos metálicos em contornos dendríticos. Aumento 100x.

Figura 114- A imagem mostra outra palheta analisada. Observa-se que aqui também ocorre a formação de microrrechupes. Microestrutura formada por solução sólida γ com carbonetos dispersos em contornos dendríticos. Aumento 400x.


s

Figura 115- A imagem evidencia uma região da superfície de fratura de um dos componentes onde se verificou uma inclusão de casca cerâmica. Aumento 1,5x.

Figura 116- Detalhe da região da palheta onde foi encontrada uma inclusão de casca do molde oriunda do processo de vazamento do material na fundição. A falha deste componente partiu deste defeito. Aumento 6x.

Figura 117- Aporosidade oriuseção da palhet

Porosidade
Início da
falha

Inclusõe

imagem indica a região de inicio da fratura, junto a uma extensa nda da fundição. Nota-se a presença de uma outra grande porosidade na

a adjacente a rompida. Aumento 1.5x.


CONCLUSÕES

A presença de parte da casca do molde incrustado no interior do material indica que

ocorreu o desprendimento da casca durante o vazamento da liga no seu estado líquido. Após a

solidificação, restou uma inclusão que fragilizou a palheta e permitiu a ruptura.

Outro defeito, também detectado, foi a presença de microrrechupes. Defeito esse

detectável microscopicamente, que consiste de vazios interdendríticos. A causa do

microrrechupe resulta da contração metálica durante a solidificação onde a peça é

inadequadamente alimentada (pelo massalote) para compensar a contração do metal durante a

solidificação. Ligas com amplas zonas pastosas são particularmente mais susceptíveis a este

defeito.

As extensivas porosidades, por sua vez, tratam-se de vazios grosseiros, ou rechupes

também oriundos da falta de alimentação quando no processo de fundição.

Todas as falhas ocorridas nas turbinas decorreram de defeitos de fabricação.

TERCEIRA PARTE

DESCRIÇÃO

Foram recebidas para análise duas turbinas que apresentaram fratura nas palhetas em

serviço. Ambas apresentaram fratura na região inferior da palheta, sendo que uma rompeu na

base e outra no meio da palheta, conforme as figuras 118 e 119.


Figura 118– Macrografia mostrando a fratura da turbina que rompeu na base da palheta. Nota-se, também, a extensa deformação plástica de outras palhetas vizinhas à rompida.

Figura 119– Macrografia mostrando a fratura da turbina que rompeu no meio da

palheta.

METODOLOGIA

As turbinas foram cortadas para separação das fraturas e retirada de corpos de prova

metalográficos. As fraturas foram analisadas primeiramente em lupa e, posteriormente, em

microscópio eletrônico de varredura (MEV).

ANÁLISE DA FRATURA

A superfície da fratura da turbina que rompeu na base da palheta apresentou

micromecanismos de fratura por sobrecarga nucleada em um poro presente na superfície,

como pode ser visto nas figuras 120 e 121. Foi observada a presença de deformações nas

palhetas que, provavelmente, são oriundas do contato da turbina com a carcaça.

A fratura da turbina que rompeu no meio da palheta apresentou micromecanismos de

fratura característicos de ruptura por fadiga, como pode ser visto nas figuras 122 e 123. Foram

observadas, também, marcas no topo das palhetas.

Figura 120– Macrografia mostrando a fratura na base da palheta, onde pode ser observada a presença de poros no início da falha, o que diminui a seção resistente facilitando a ruptura.


Figura 121– Macrografia mostrando a presença de poros na base de outra palheta da mesma turbina da figura 118.

Figura 122– Macrografia mostrando a fratura da palheta que rompeu no meio. Observam-se marcas de fadiga.

Figura 123– Micrografia em microscópio eletrônico de varredura (MEV) mostrando a superfície fadigada (zona elíptica lisa) e posterior zona de separação interdendrítica.



A análise metalográfica mostrou uma estrutura bruta de fusão com matriz formada por

solução sólida γ típica de ligas a base de níquel usadas em altas temperaturas.

Na amostra da turbina que rompeu na base da palheta foi verificada a presença de

microrrechupes além das porosidades vistas a olho nu na superfície.

Figura 124– Micrografia mostrando as microestruturas das duas turbinas. A esquerda observa-se uma microestrutura formada por solução sólida γ, contornos interdendriticos bem definidos e fases γ primário (fases claras em contorno). A direita observa-se uma microestrutura semelhante, porém com a presença de microrrechupes e uma estrutura mais grosseira. Ataque: Villela. Aumento: 100x.

CONCLUSÕES

As análises indicaram diferentes motivos para a ruptura das duas turbinas.

A turbina que rompeu na base da palheta apresentou superfície de fratura frágil

interdendrítica, favorecida pela presença de porosidades e microrrechupes. Foram observadas

grandes deformações no topo das palhetas provavelmente oriundas do contato com a carcaça.

A microestrutura apresentou-se adequada ficando comprometida pela presença de

microrrechupes.

A outra turbina, rompida no meio da palheta, apresentou micromecanismos de fratura

típicos de ruptura por fadiga. Foram observadas, também, marcas no topo das palhetas

provavelmente oriundas do contato com a carcaça. A microestrutura apresentou-se adequada.


2.2.9 - ANÁLISE METALÚRGICA EM COXINS

RESUMO

Foram recebidos coxins de alumínio que trincaram na montagem para análise

metalúrgica.

A análise dos esforços envolvidos na montagem indicou que a causa da falha estava

intrinsecamente ligada ao próprio processo, pois não existia grau de liberdade para evitar a

flexão na região da falha.

Este relatório foi complementado com análises de fratura, microestrutural, química e

ensaio de dureza onde se observou que a fratura foi incentivada por porosidades e outros

defeitos microestruturais.

Figura 125– Macrografia de um dos coxins recebidos. As setas indicam os esforços de montagem do polímero elastômero ao suporte de alumínio. Aumento: 0,5X.

METODOLOGIA

Para a análise da fratura, primeiramente as trincas encontradas foram observadas em

lupa de baixo aumento. Após elas foram separadas e suas superfícies foram analisadas em

microscópio eletrônico de varredura (MEV).

Para a análise metalúrgica foi retirado um corpo de prova da região que apresentou uma falha

de um coxim, o qual foi lixado e polido segundo o procedimento metalográfico padrão,

atacado com reagente de ácido fluorídrico e, posteriormente, observado em microscópio ótico.

Foram realizados ensaio de dureza Brinell, análise química por via úmida e

microssonda.


ANÁLISE DA FRATURA

A fratura apresentou morfologia típica de sobrecarga, oriunda na compressão exercida

na montagem.

a

FiM1,2

Fide

Fifra

Trinc

gura 126– Macrografia de um coxim mostrando a trinca encontrada. Aumento: 4X. acrografia do mesmo coxim mostrando a superfície da trinca separada. Aumento: 5X.

gura 127– Macrografias da m poros. Aumentos: 8X (esquer

gura 128– Imagem no MEVtura por clivagem. Aumento:

Poros

esma superfície onde observa-se uma grande quantidade da), 14X (direita).

da superfície fraturada mostrando mecanismos de

1062X.


Figura 129– Imagens em MEV mostrando os poros da superfície de fratura. Aumento: 54X (esquerda), 111X (direita). A análise metalográfica realizada na região próxima a falha mostrou uma

microestrutura formada por silício eutético e partículas intermetálicas (sludge) provenientes

da escória dispersas na matriz de alumínio, como pode ser observado na figura 130. Foram

observadas também a presença de porosidades, microrrechupes e microtrincas (figura 131).

Figura 130– Micrografia mostrando a microestrutura da rse observam sludges provenientes da escória e as partículasAumento: 200X. Sem ataque.

e

F

Sludg

egião próxima de silício euté

adiga e Anális

Silício eutético

à falha, onde tico na matriz.

Poros
s Microtrinca
e de Falhas 130

Figura 131– Micrografia mostrando a microestrutura da mesma região, onde pode-se observar a presença de porosidades e microtrincas. Aumento: 200X. Ataque: HF 0,5%.

A média das 5 indentações do ensaio de dureza Brinell realizado foi de 104HB.

A análise química realizada por via úmida no material e a média dos resultados estão

na tabela abaixo.

Composição da amostra (% em peso)

Elemento Si Fe Cu Mn Mg Zn Ni Pb Sn Ti

Especificação

Mínimo

8 - 2 0,1 0,1 - - - - -

Máximo 11 0,8 3,5 0,5 0 5 1,2 0,3 0,2 0,1 0,15

Amostra 8,53 1,33 2,18 0,19 0,83 1,353 0,21 0,4632 0,24 0,045

Também foi realizada análise química por microssonda em uma fase presente na

microestrutura na região da falha e o resultado está expresso na figura abaixo.

Figura 132– Análise química por microssonda.

CONCLUSÕES

A falha ocorreu por sobrecarga devido ao excesso de restrições no dispositivo de

montagem.

A partir da análise microestrutural realizada constatou-se a presença de sludge e poros

que não condizem com a especificação do solicitante. A presença de partículas intermetálicas Fadiga e Análise de Falhas 131

(sludge) foi confirmada pela microssonda que mostrou certa quantidade de ferro e manganês.

O aparecimento das microtrincas indicou que houve uma sobrecarga na montagem deste

componente.

A análise química indicou alguns componentes com teores acima do especificado

como: ferro, magnésio, zinco, chumbo e estanho.

A dureza encontrada está dentro do previsto pela especificação.

A análise da fratura mostrou uma grande quantidade de poros e micromecanismos de

fratura frágil por sobrecarga.


2.2.10 - ANÁLISE METALÚRGICA EM BARRA ESTABILIZADORA

DESCRIÇÃO

Foram recebidas para análise barras estabilizadoras que fraturam em serviço. Este

trabalho consiste em análise microestrutural, de fratura, química e ensaios de dureza e de

tração a fim de comparar os resultados com a especificação do solicitante (MS-BAR e PS-1).

METODOLOGIA

Para a análise metalúrgica foram retirados corpos de provas da região da fratura de

uma das barras, os quais foram lixados e polidos de acordo com procedimento metalográfico

padrão, atacados com reagente nital e, posteriormente, observados em microscópio óptico.

Para a análise da fratura, a barra estabilizadora foi observada em lupa de baixo

aumento.

Foram realizados ensaio de dureza Rockwell C e análise química por espectroscopia

de emissão óptica. Foram confeccionados dois corpos de prova a partir das barras, os quais

foram submetidos a um ensaio de tração.

RESULTADOS

A fratura ocorreu por fadiga com dois pontos diametralmente opostos de nucleação,

sendo que a partir de um deles a propagação foi extensa. Tal morfologia indica solicitação de

flexão flutuante, com razão de carregamento negativa e baixa intensidade de tensão. A ruptura

final abrange cerca de 30% da seção resistente (figura 133).

A análise metalográfica indicou uma microestrutura martensítica com presença de

inclusões (ver figuras 134, 135 e 136). Também foi observada uma região descarbonetada na

periferia da barra. Foram encontrados defeitos superficiais como pode ser observado na figura

138.


Ruptura final

1

Figura 133- Macrografia de uma das barras. Observam-se os dois pona extensa propagação a partir do ponto 1 caracterizada pelas evidentee a ruptura final, ao centro. Aumento: 2,6x.

.

Figura 134– Micrografia da seção longitudinal de uma das barras moonde iniciou a fratura. Observa-se a presença de trincas secundáriasAtaque: Nital 2%.

Figura 135- Micrografia do núcleo da barra mostrando a estruturevenida e as inclusões presentes. Aumento: 500x. Ataque: Nital 2%.

Fadiga e An

2

tos de nucleação, s marcas de praia

strando a região . Aumento: 100x.

ra de martensita

álise de Falhas 134

Figura 136- Micrografia mostrando as inclusões em uma das barras. Aumento: 100x. Sem ataque.

Figura 137- Micrografia da seção transversal mostrando um defeito superficial. Aumento: 200x. Ataque: Nital 2%.

Figura 138- Micrografia mostrando a região que apresentou descarbonetação. Aumento: 100x. Ataque: Nital 2%.


O ensaio de dureza Rockwell C realizado no centro de uma das barras teve como

resultado 34 HRC e o realizado na lateral atingiu 35HRC.

A análise química foi realizada por espectroscopia de emissão óptica no material e a

média dos resultados está na tabela abaixo.

Tabela 6 – Análise Química por via úmida e a especificação do solicitante.

Composição (% em peso)

Elemento C Si Mn P S Cr Mo Al Ti

Amostra 0,577 0,242 0,861 0,0202 0,014 0,828 0,00657 0,0225 0,0067

Especificação

Mínimo

0,56 0,15 0,75 - - 0,7 - - -

Máximo 0,64 0,35 1,00 0,03 0,04 0,9 - - -

Os resultados do ensaio de tração executado estão expressos na tabela que segue.

Tabela 7 – Ensaio de tração estático realizado em 2 corpos de prova padrão.

Corpo de

prova

Tensão Máxima (MPa) Tensão de

Escoamento (MPa)

Tensão de

Ruptura

(MPa)

Elongação

(%)

1 1133,087 1000,476 1063,589 13

2 1119,615 975,715 1024,869 11,8

CONCLUSÕES

A fratura ocorreu por fadiga devido à solicitação flutuante de flexão, com dois pontos

distintos de nucleação diametralmente opostos e ampla zona de propagação (principalmente a

partir de um dos pontos). Tais características indicam um processo de nucleação com baixo

nível de carregamento mecânico. O acabamento superficial da barra é o responsável pela

falha.

Os resultados do ensaio de dureza (34 - 35 HRC) encontram-se abaixo do valor que a

norma determina, entre 36 e 42 HRC.


2.2.11 - ANÁLISE DE FALHA EM HASTE DE COMPRESSOR

RESUMO

Foi analisada uma haste de pistão de um compressor que rompeu em serviço. O

colapso causou, além da inutilização da haste, outros danos diversos ao equipamento.

A análise visual da superfície de fratura indicou que ocorreu um processo de fadiga por

solicitações de flexão repetida na região do primeiro filete carregado da rosca de fixação dos

discos de alumínio à haste. A análise microestrutural e de dureza indicaram que a haste não

sofreu tratamento térmico posterior a usinagem, ao contrário do que foi feito em outra haste

íntegra analisada.

A ausência de tratamento térmico determinou uma reduzida dureza e resistência à fadiga,

justificando a fratura da haste.

DESCRIÇÃO

Foi recebida para análise de falha uma haste de pistão de um compressor. A haste

rompeu na altura do primeiro filete carregado da rosca de fixação, como visto na figura 139.

O colapso provocou danos aos discos de alumínio do pistão e também a ruptura da tampa do

cilindro.

A título de comparação, analisou-se também outra haste íntegra, considerada como

peça original, vista na figura 140.

Figura 139– Imagem mostrando a haste rompida com os discos de alumínio. As setas indicam o local da fratura. Aumento: 0,1x.


Figura 140– A imagem mostra o aspecto da haste original recebida para comparação. Aumento: 0,1x.

ANÁLISE VISUAL

Algumas marcas de contato e deformações plásticas foram observadas nos discos de alumínio

(figura 141) e também na porca. A principal delas, em termos de análise de falha, é um

desgaste na superfície de contato dos discos de alumínio com a camisa do cilindro (figura

142). Este desgaste poderia ser o responsável pela flexão da haste. No entanto não foi possível

determinar se ele ocorreu antes ou depois do colapso.

A análise visual comparativa entre as duas hastes indicou, também, uma diferença no raio de

concordância de saída da rosca. Enquanto a haste original apresenta um grande raio de saída,

a haste rompida apresenta a saída brusca da rosca (figura 143).

Figura 141– Marcas de deformação causadas pelo contato de componentes diversos com os discos de alumínio após o colapso. Aumentos: 0,1x e 1,1x.


Figura 142– As setas indicam marcas de desgaste oriundas do contato dos discos de alumínio com a camisa de cilindro. Aumentos: 1,1x.

Figura 143– A imagem indica a diferença geométrica entre as saídas de rosca das duas hastes, como indicam as setas. Observa-se, também, a deformaçào plástica imposta à porca após a ruptura. Aumento: 0,3x.

ANÁLISE DA FRATURA

A análise visual e em lupa estereoscópica de baixo aumento da superfície da fratura

indica que ocorreu um processo de fadiga nucleado em um arco que compreende cerca de um

quarto do perímetro total da rosca. Isto indica que a solicitação responsável pela falha foi de

flexão repetida. Após, a trinca por fadiga propagou por cerca da metade da seção resistente

quando, então, rompeu catastroficamente. Isto indica que a componente de tensão de tração,

responsável pela falha, foi baixa.


Figura 144– Aspecto da superfície da fratura onde observam-se marcas de praia características de processos de fadiga. Aumento: 2x.

ENSAIOS DE DUREZA

Foram realizados ensaios de dureza na escala Rockwell C (HRC) na superfície do eixo

de acoplamento das hastes aos discos, logo abaixo da saída da rosca. A haste original

apresentou dureza média de 26 HRC. A haste rompida apresentou dureza abaixo da mínima

na escala HRC. Desta forma observou-se uma grande diferença de dureza, o que motivou a

preparação de corpos de prova metalográficos para verificar a diferença microestrutural entre

as hastes, bem como para ser possível um ensaio de dureza Vickers (HV) que possibilitasse

uma comparação. Da haste rompida foi retirado um corpo de prova transversal, logo abaixo

da ruptura. Da haste original, foi retirada uma amostra de cada extremidade, visto que não era

desejada uma análise que a tornasse inoperante. Sendo assim, obteve-se um corpo de prova

transversal da parte inferior (chavetas guias) e outro longitudinal de um dos filetes da rosca na

extremidade oposta (região crítica).

Foram realizados ensaios de microdureza Vickers com carga de 500g (HV0,5), na

amostra da haste rompida e na amostra da parte inferior da haste original. A dureza média de

190 HV0,5 foi verificada na haste rompida. A dureza média de 281 HV0,5 foi verificada na

outra.

ANÁLISE MICROESTRUTURAL E QUÍMICA

Foram obtidas microfotografias destas amostras, confirmando a diferença observada

no ensaio de dureza. A haste rompida apresentou microestrutura esferoidizada e a outra

apresentou microestrutura bainítica com carbonetos dispersos. Fadiga e Análise de Falhas 140

Figura 145– Micrografias mostrando a microestrutura esferoidizada de baixa dureza da haste rompida. Ataque: água régia; aumentos: 500 e 1000x.

Figura 146– Micrografias indicando a microestrutura martensítica revenida com carbonetos dispersos da haste original. Ataque: água régia; aumentos: 500 e 1000x. A análise química realizada em espectrômetro de emissão óptica indicou que a haste

rompida foi fabricada a partir de um aço inoxidável AISI 420 (tabela 8), enquanto que a haste

original foi fabricada a partir de um aço inoxidável AISI 431 (tabela 9).

Tabela 8 - Análise química em percentual por peso (%) da haste rompida

Elemento C Si Mn Cr Ni P S

Amostra 0,325 0.392 0,399 13,47 0,328 0,034 0,011

AISI 420 0,15 min 1,00 1,00 12,0-14,0 - 0,04 0,03

Tabela 9 - Análise química em percentual por peso (%) da haste original

Elemento C Si Mn Cr Ni P S

Amostra 0,172 0,585 0,567 16,95 2,07 0,020 <0,020

AISI 431 0,20 1,00 1,00 15,0-17,0 1,25-2,50 0,04 0,03

OBS.: Os valores são máximos aceitáveis, a menos que especificado.


CONCLUSÕES

Através das análises realizadas constatou-se que a falha ocorreu devido à falta de

tratamento térmico na haste do pistão do compressor.

Uma componente excêntrica de tensão cíclica oriunda do contato entre as paredes ou

de alguma diferença na compressão propiciou a nucleação e propagação do processo de fadiga

até que a haste teve reduzida sua seção resistente a ponto de romper e provocar o colapso.


2.2.12 - ANÁLISE DE FALHA EM FOLE DE EXPANSÃO INFERIOR

RESUMO

O objetivo deste trabalho é verificar a microestrutura deste componente a fim de

verificar sua integridade. A investigação realizada foi porque algumas trincas foram

detectadas no componente conectado a tubulações de vapor, que trabalhavam em uma

refinaria de petróleo. Levando em consideração que o material é um aço inoxidável AISI321,

estabilizado com Ti, e que a temperatura de trabalho era em torno de 270oC, a causa das

trincas deveria ser encontrada. Através de microscopia eletrônica de varredura e técnica de

análise química por espectrometria foi possível determinar que o material encontrava-se

sensitizado.

INTRODUÇÃO

Trincas em um fole de expansão inferior foram observadas durante uma inspeção de

rotina. O componente foi removido para analisar se haviam ocorrido modificações

microestruturais.

O componente foi utilizado, neste caso, para prevenir uma pressão extra na tubulação

de vapor, que trabalhava a aproximadamente 270oC. Estes tubos eram conectados a uma torre

de destilação atmosférica que faziam parte de uma planta de refinaria petroquímica. Os tubos

foram fabricados a partir de um aço inoxidável AISI 321.

METODOLOGIA

Neste caso de falha, a principal suspeita era evidentemente alguma modificação

microestrutural causada pela temperatura de trabalho. Desta forma, seis amostras

metalográficas foram preparadas a partir do material do componente.

As amostras foram preparadas segundo o método para caracterização microestrutural e

atacadas com a solução 40 (ASTM E 407 - Standard Test Methods for Microething Metals

and Alloys) e o reagente de Murakami. Um microscópio eletrônico de varredura, uma

microssonda EDS e um espectrômetro de emissão óptica foram utilizados para analisar as

amostras.


RESULTADOS

Os resultados estão apresentados nas figuras 147, 148, 149 e 150 que seguem. A figura

147 apresenta uma trinca e demais microtrincas que aparecem na parte interna do fole. A

trinca tem cerca de 0,83mm de profundidade, embora tenham sido detectadas anomalias a

cerca de 1,45mm de profundidade.

A figura 148 exibe o mecanismo de corrosão intergranular que é o responsável pela

produção das trincas.

A figura 149(a) mostra uma região, na seção interna do fole, onde é possível verificar

que alguns grãos foram destacados da matriz. As figuras 149(b) e 149(c) mostram detalhes

desta região. A figura 149(b) exibe o quanto de óxido foi depositado nesta região. A figura

149(c) mostra uma camada de óxido de cerca de 50µm de espessura.

A figura 150 apresenta algumas partículas circulares entre os grãos. Conforme a

análise por microssonda trata-se de carbonetos metálicos.

Figura 147– Micrografia apresentando uma trinca junto a diversas microtrincas. 40X. Sem ataque.


Figura 148– Micrografia apresentando, em detalhe, contornos de grão já com corrosão intergranular. Aumento de 2356X. Ataque: Solução 40 e Murakami.

(a) (b) (c)

Figura 149- (a) Região a qual é possível observar a condição da matriz. 100X. Ataque: Solução 40 e Murakami (b) Depósito de óxido em contorno de grão. 450X. Ataque: Solução 40 e Murakami. (c) Camada de óxido de cerca de 50µm de espessura. 932X. Sem ataque.

Figura 150– A imagem mostra carbonetos metálicos em contornos de grãos austeníticos e maclas de deformação. 500X. Ataque: Solução 40 e Murakami.

ANÁLISE QUÍMICA

A tabela 10 apresenta o resultado da análise química por espectrômetro de emissão

ótica.

Tabela 10 - Composição química básica do fole. Percentual em peso

C Cr Ni Ti Cu Si Mn Mo P S V Al

0,02 17 9,90 0,22 0,18 0,53 1,64 0,16 0,038 0,006 0,03 0,021

O resultado da análise química por microssonda realizado em contorno de grão foi

(percentual em peso %):

C – 14,63% Cr – 17,22% Fe – 58,65% Ni – 8,27% Si – 0,52% Cu – 0,71%

O espectro abaixo apresenta elementos como Cr, Ni obtidos pela referida análise em

contorno de grão do inoxidável austenítico AISI 321.


Figura 151– Espectro de energia dispersiva por raios-X realizado no contorno de grão de uma das amostras.

DISCUSSÕES

A microestrutura do fole mostrou a ocorrência de corrosão intergranular. É possível

verificar que em algumas regiões o fole teve uma camada de óxidos. Estes óxidos também

penetraram nos contornos de grão. Alguns grãos destacaram-se da matriz devido à quantidade

de corrosão intergranular.

Corrosão intergranular devido à sensitização foi observada nas amostras analisadas

(Fig. 150). De acordo com a análise por microssonda existem carbonetos metálicos em

contorno de grãos.

A análise química por espectrômetro, segundo a literatura, ASM International

Handbook, mostrou que a quantidade de Ti está corretamente especificada para o material.

CONCLUSÕES

- As propriedades mecânicas e metalúrgicas sofreram mudanças que afetaram a vida em

serviço do componente.

- Levando em consideração a análise por microssonda, o material está sensitizado. Diferentes

carbonetos podem estar combinados nos contornos de grão e empobrecer a matriz de

elementos de liga (Cr, Ni) que dão as propriedades mecânicas e metalúrgicas ao material.

- A literatura diz que o material analisado quimicamente é um inoxidável austenítico (AISI -

321).


2.2.13 - ANÁLISE DE FALHA EM GRANDE ENGRENAGEM DE REDUTOR

RESUMO

Este trabalho visa determinar as causas que levaram à ruptura uma grande engrenagem

motriz de um redutor petroquímico que rompeu após cerca de trinta meses de serviço.

O trabalho foi desenvolvido segundo uma metodologia recomendada de análise de

falhas. Sendo assim, foram analisadas as condições de carregamento em serviço da

engrenagem, levando em consideração o seu ciclo de carga bem como as suas paradas

previstas. Logo após foi analisada a morfologia da fratura através de microscopia óptica.

Posteriormente o material foi caracterizado metalurgicamente através de metalografia, análise

química por espectrometria de emissão óptica e ensaios de dureza. Finalmente foi efetuado

um ensaio de tenacidade a fratura do material (KIC) além da curva da/dN da mecânica da

fratura. Foi possível, a partir dos ensaios realizados, correlacionar a condição de serviço com

modelos de elementos finitos simultaneamente desenvolvidos.Resultados alcançados ou

esperados

A análise da superfície de fratura mostrou que ocorreu ruptura por fadiga nucleada em

uma região determinada pela sobreposição de dois furos para inserção de olhais. A

caracterização metalúrgica e os ensaios mecânicos definiram que sua geometria apresenta-se

crítica quanto à propagação de processos de fadiga.

INTRODUÇÃO

Foi analisada uma engrenagem de um redutor de grande porte que rompeu em serviço.

O objetivo do trabalho é determinar a causa da falha.

ANÁLISE VISUAL

A análise visual da engrenagem mostra que ocorreu ruptura por fadiga devido à

solicitação normal do componente.

A fadiga nucleou na região de interseção do fundo de dois furos feitos para

movimentar a peça e propagou de forma tangencial ao plano longitudinal do componente até a

ruptura final, com a separação de três dentes da engrenagem.


Figura 152– Imagem mostrando a ruptura da engrenagem do redutor. Observam-se as marcas de praia caracterizando a propagação de fadiga na direção da aplicação da força no dente e nos dois sentidos. Aumento: 0,4x.

Figura 153– Detalhes da grande superfície de propagação da fadiga. A ruptura final, por outro lado, apresenta menor área. Aumentos: 0,3x e 0,5x respectivamente.


Figura 154– A imagem mostra, em detalhe, a região de início da falha, na interseção dos fundos dos furos. As marcas de praia evidenciam a propagação a partir desta região. Aumento: 2,2x.

CONCLUSÕES

A falha ocorreu por fadiga devido ao efeito de entalhe criado pela interseção dos furos.

Tal usinagem originou uma trinca a cerca de 50 mm abaixo do fundo de um dos dentes. Esta

trinca propiciou a propagação pelo processo de fadiga por uma grande seção resistente,

culminando com a ruptura final, quando o plano de propagação tangencial atingiu a superfície

externa da engrenagem.

ANÁLISE METALÚRGICA

Uma engrenagem motora de redutor G5 G820 (potência 5500W) rompeu em serviço

após cerca de 31 meses de operação normal. A análise de falha foi realizada em relatório

anterior (LAMEF 172/00).

Devido à necessidade de reposição imediata do componente, foi solicitada uma

caracterização metalúrgica complementar da engrenagem para dar as informações necessárias

em termos de material e tratamento térmico.

O fabricante da engrenagem rompida informou que aquela havia sido fabricada a partir

do aço SCM420 (AISI 5120), cementada a 9500C, temperada a 8600C e revenida numa

temperatura entre 180 e 2000C. Uma análise química já realizada pelo solicitante classificou o

material como sendo um aço SCM2 (AISI 4130).

Uma seção metalográfica foi retirada de um dos dentes próximo à falha de forma a

revelar a sua seção transversal.

Após a preparação do corpo de prova, foram obtidas microfotografias em microscópio

óptico. Por ter sido revelada uma camada endurecida externa, foi realizado um perfil de

microdurezas na altura do diâmetro médio a fim de determinar a dureza e profundidade da

camada cementada. Foi, também, realizada análise química por espectrômetro de emissão

óptica para confirmar o material utilizado.

RESULTADOS

A metalografia da camada apresentou martensita revenida de elevado carbono, o que

confirma um processo de cementação (figura 155).


A medida em que se desloca para o núcleo, a microestrutura passa a apresentar

transformação com microestrutura martensítica, ferrítica e bainítica (figuras 156 e 157).

O perfil de microdurezas foi realizado na escala Vickers com carga de 500g (HV0,5),

partindo de 0,05mm da superfície em direção ao núcleo. Considerando um limite de camada

de 550HV, a profundidade foi de cerca de 3,5mm (figura 158). A dureza de núcleo é de

335HV0,5.

A análise química do núcleo indicou que se trata de um aço para cementação

AISI5120, conforme indicado pelo fabricante, mas com algum teor de molibdênio (tabela 11).

Figura 155– Microestrutura martensítica de elevado carbono encontrada na camada

cementada da engrenagem. À esquerda, 500x de aumento; à direita, detalhe a 1300x de

aumento. Ataque: nital 2%.

Figura 156– Aproximando-se do final da camada cementada observa-se maior quantidade de microestrutura bainítica. Aumento: 1000x; ataque: nital 2%.


Figura 157– No núcleo a engrenagem apresenta microestrutura predominantemente bainítica com alguma quantidade de martensita e ferrita em contornos. À esquerda, aumento de 500x; à direita, aumento de 1000x. Ataque: nital 2%.

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5

350

400

450

500

550

600

650

700

Mic

rodu

reza

Vic

kers

(H

V0,

5)

Distância da Superfície (mm)

Figura 158– Perfil de microdurezas partindo da superfície do flanco do dente (na altura do diâmetro médio) e seguindo perpendicularmente em direção ao núcleo. Tabela 11 - Análise química realizada no núcleo da engrenagem.

Elemento C Si Mn Cr Ni Cu Mo S P

% peso 0,200 0,227 0,803 1,170 0,011 0,021 0,209 0,011 0,010

0,23 0,40 0,90 1,20 _ - _ 0,035 0,035AISI 5120

máx/mín 0,17 0,60 0,90 _ _ _ _ _

0,33 0,35 0,85 1,20 _ _ 0,30 0,30 0,30 AISI 4130

máx/mín 0,28 0,15 0,60 0,90 _ _ 0,15 _ _

CONCLUSÕES


A análise indicou conformidade nas informações do fabricante com o processo

produtivo da engrenagem. Ela foi fabricada a partir de um aço AISI 5120 e cementada com

uma profundidade de camada de 3,5mm.

Porém a análise química realizada pelo solicitante, que sugere tratar-se de um aço

AISI 4130 apresenta conformidade com o teor de molibdênio da análise deste relatório.

O aço AISI 5120 apresenta baixo teor de carbono e não prevê o molibdênio, sendo

recomendado para componentes para cementação com resistência ao desgaste.

O aço AISI 4130, por outro lado, apresenta sensível acréscimo de carbono e

molibdênio, o que eleva a tenacidade do material sem perda de resistência ao desgaste com a

cementação. É, portanto, recomendado para a fabricação da engrenagem em questão.

ANÁLISE DE TENSÕES NA ENGRENAGEM G-5

OBJETIVO

Verificar a segurança da engrenagem G-5 devido à presença de um defeito originado na sua

execução

INTRODUÇÃO

A ruptura em operação de uma engrenagem do redutor demonstrou a necessidade de

verificar o nível de comprometimento de uma outra engrenagem que apresenta o mesmo tipo

de defeito da anterior, a engrenagem G-5. Em função da presença deste defeito originado na

fabricação, uma análise de tensões somente não descreve o comportamento do componente.

Isto porque a obtenção da curva de Wöhler exige a utilização de corpos de prova lisos/

polidos (Norma ISO 1099). Problemas de acabamento ou entalhes acarretam uma acentuada

queda no limite de fadiga do material, como mostra a figura 159.


Figura 159– Curvas de Wöhler para corpos de prova lisos e entalhados.(1)

Já para componentes com trincas, a abordagem a ser utilizada passa a ser a mecânica

da fratura - com a curva da/dN vs ∆K, apresentada na figura 160.

Figura 160– Curva da/dN X ∆K típica do aço ASTM A533 B1.(2)

Desta forma, no caso da engrenagem com furos usinados de maneira descentrada, a

aplicação de critérios de mecânica da fratura passa a ser mandatória. O baixo nível de


carregamento associado a região leva a um baixo valor de ∆K, nas proximidades do valor de

∆K0 do material. Deve ser salientado que o tipo de detalhe deixado para usinagem assemelha-

se a entalhes tipo Chevron (Chevron Notch), indicados pela Norma ASTM E399-90, para

facilitar a abertura de trincas de fadiga para corpos de prova da mecânica da fratura, como é

mostrada na figura 161.


Figura 161– Visualização da engrenagem e do tipo de entalhe utilizado (Chevron Notch).

Ensaios de fadiga de amostras do material da engrenagem comprovaram que o valor

de ∆K0 é da mesma ordem do ∆K atuante na região do defeito da engrenagem Desta forma a

engrenagem que a apresenta o defeito de fabricação apresenta todos riscos para propagação de

trincas em serviço indicando que a mesma tenha que ser retirada de serviço para se antecipar a

falha.


ANÁLISE DA ENGRENAGEM G-5

A análise de tensões da engrenagem G-5 foi feita a fim de verificar o nível de

concentração de tensões devido à execução dos furos para transporte e posicionamento da

engrenagem. A presença deste defeito faz com que a análise deste caso saia do escopo da

mecânica dos sólidos e precise ser utilizada a abordagem da mecânica da fratura.

Além da determinação do nível de tensões no componente, foi realizada a comparação

do estado da engrenagem G-5 (em operação) com o estado da que falhou recentemente. A

diferença entre estes componentes está apenas na posição dos furos relativamente ao centro do

eixo, sendo que no caso da engrenagem G-5 os furos estão deslocados 18mm em relação ao

centro, estando, portanto, em uma região de menor tensão.

A complexidade geométrica do componente tornou necessário o desenvolvimento de

várias análises por elementos finitos. Foi empregada a seguinte metodologia:

- determinação do campo de tensões em modelo tri-dimensional da engrenagem sem a

presença dos furos com as dimensões da engrenagem fraturada e para a G-5;

- determinação do campo de tensões em modelo tri-dimensional da engrenagem com a

presença de furos passantes para a engrenagem fraturada e para a G-5;

- determinação do campo de tensões em modelo tri-dimensional da engrenagem com a

presença dos furos para a engrenagem G-5;

- determinação do fator de intensidade de tensões associado ao defeito de fabricação

para a engrenagem G-5.

RESULTADOS E DISCUSSÃO

A análise da engrenagem sem furos mostrou que as tensões impostas à engrenagem

são bastante baixas, entre 0 e 250MPa aproximadamente. Na região dos furos as tensões são

inferiores a 70MPa. Na posição dos furos da engrenagem G-5 o nível de tensões é cerca de

25% menor do que na posição mais externa da engrenagem que rompeu.


Figura 162- Distribuição de tensões na engrenagem contendo um furo passante na posição dos furos da engrenagem fraturada.

Na análise da engrenagem contendo furos passantes as tensões permaneceram baixas,

variando de 0 a 267MPa. Na região dos furos as tensões são inferiores a 90MPa. Na posição

dos furos da engrenagem G-5 o nível de tensões atinge 72MPa (Figura 163), enquanto na

engrenagem que rompeu as tensões chegam a 89MPa (Figura 162), o que significa que a

tensão máxima na engrenagem G-5 se o furo fosse passante, seria 8,1% menor do que a

tensão máxima na engrenagem que rompeu.


Figura 163- Distribuição das tensões na engrenagem contendo um furo passante na posição dos furos da engrenagem G-5.

O baixo nível de tensões calculado justifica a grande extensão da trinca em fadiga na

engrenagem rompida anteriormente.

Na análise da engrenagem contendo os furos foi calculada uma tensão máxima na

região do defeito de 60MPa, a qual está mostrada no detalhe da Figura 164. Esta tensão foi

usada em um modelo bi-dimensional que considerou apenas a presença do defeito, cujo

diâmetro é de cerca de 6mm para calcular o fator de intensidade de tensões. Os fatores de

intensidade de tensões foram calculados para diferentes tamanhos de trincas nucleadas a partir

deste defeito.


Figura 164- Detalhe da concentração de tensão no fundo do furo do modelo contendo os furos e um defeito entre eles.

O fator de intensidade de tensões varia com o comprimento da trinca. Assim foram

feitas análises considerando trincas incipientes, com menos de 1mm de comprimento, as quais

não podem ser detectadas pelas técnicas de inspeção como está apresentado na Figura 165. Na

Figura 166 está mostrada a distribuição das tensões em função da presença de trincas maiores,

entre 10 e 13mm de comprimento. Do ponto de vista de inspeção e delimitação de defeitos,

estas trincas ainda são muito pequenas.

Os fatores de intensidade de tensões calculados estão apresentados na tabela 12.

Tabela 12 - Fatores de intensidade de tensões calculados para diferentes tamanhos de trinca.

Trinca Comprimento

(mm)

Fator de intensidade

de tensões KI (MPa.m1/2)

Trinca superior 0,26 2,46

Trinca inferior 0,33 2,52

Trinca superior 10,3 4,32

Trinca inferior 12,8 5,36


Figura 165- Furo com trincas nos pontos de maior tensão trativa na direção tangencial a superfície do furo. Trinca superior, à esquerda: 0,26 mm, KI = 2,46 MPa.m1/2. Trinca inferior, a direita: 0,33 mm, KI = 2,52 MPa.m1/2.

Figura 166- Após simulação da propagação das trincas. Trinca superior, esquerda: 10,3 mm, KI = 4,32 MPa.m1/2. Trinca inferior, direita: 12,8 mm, KI = 5,36 MPa.m1/2.


CONCLUSÃO

Como o componente opera sob condições carregamento de fadiga, os fatores de

intensidade de tensões calculados são bastante significativos, sendo que a presença de tais

defeitos oriundos da execução dos furos não deve ser tolerada.

DETERMINAÇÃO DA VIDA REMANESCENTE DA ENGRENAGEM G5

O objetivo desta análise é a determinação da vida residual de uma engrenagem que

apresentou um defeito de fabricação com possibilidade eminente de nucleação e propagação

de trincas por fadiga. Através da determinação experimental da curva de taxa de propagação

de trinca em função do fator de intensidade de tensões cíclico e da simulação numérica da

propagação de um defeito no componente procurou-se determinar a sua vida em fadiga.

DETERMINAÇÃO DA TAXA DE PROPAGAÇÃO DE TRINCA

Foram utilizados corpos de prova Compact Tension extraídos da engrenagem já

fraturada para os ensaios de fadiga, com espessura (B) de 15 mm e comprimento útil (W) de

30 mm. O procedimento experimental utilizado seguiu as recomendações da Norma ASTM E-

647 que trata da medida da taxa de propagação de trinca por fadiga. Os ensaios foram

realizados de modo a permitir a determinação do limiar de fadiga (∆Kth - threshold). Para

tanto o ensaio foi realizado seguindo-se a metodologia de decrescimento da carga, e procedeu

até que as menores taxas de crescimento de trinca fossem atingidas ou que não houvesse mais

crescimento mensurável de trinca.

SIMULAÇÃO DA PROPAGAÇÃO DA TRINCA NA ENGRENAGEM – MÉTODO DE

ELEMENTOS FINITOS

Foi realizada uma simulação bi-dimensional da engrenagem G5 contendo um defeito

prévio na região relativa à posição onde ocorreu uma falha em outra engrenagem. O defeito

prévio foi introduzido no modelo sob a forma de um furo com as dimensões do defeito inicial

real na engrenagem fraturada.


RESULTADOS

A Figura 167 mostra a curva de taxa de crescimento de trinca por fadiga obtida para o

material extraído da engrenagem fraturada.

Os parâmetros da relação de Paris estão descritas na figura, assim como o valor

operacional do limiar de fadiga, ∆Kth, que foi de 4,3 MPa.m1/2.

1 10 1001E-10

1E-9

1E-8

1E-7

da/dN = 3.19929E-13 x ∆K 4.03

∆KTH = 4.3 MPa.m1/2

da/d

N (m

/cyc

le)

∆K (MPa.m1/2) Figura 167- Curva de taxa de propagação de trinca por fadiga em função do fator de intensidade de tensões cíclicas obtida através de ensaio para o material da engrenagem.

Na Figura 168 observa-se a região do defeito prévio já com trincas incipientes

nucleadas nos pontos de máxima tensão trativa no modelo de elementos finitos.

A Figura 169 mostra o mesmo modelo com a trinca inferior propagada até

aproximadamente 100 mm. Observa-se que a trinca superior não propaga com a mesma

intensidade devido aos menores valores de KI associados à mesma.


Figura 168– Furo com trincas nucleadas em pontos de máxima tensão trativa na superfície.

Figura 169– Modelo de elementos finitos da trinca propagada até aproximadamente 100 mm (trinca inferior).

A Figura 170 mostra os valores de K associados às duas trincas mostradas na figura

anterior. Como a trinca inferior apresenta a maior aceleração em função do tamanho, foi

adotada para a análise de vida residual da engrenagem. A progressão do K em função do

tamanho da trinca está apresentado na Figura 171.

As figuras seguintes apresentam os resultados da análise pela Mecânica da Fratura

Linear-Elástica. Para a simulação do crescimento da trinca partiu-se da hipótese que a razão

de carregamento, R = Kmin/Kmax, seria igual a zero, então ∆K = (Kmax - Kmin) = Kmax. Através Fadiga e Análise de Falhas 163

do uso da relação de Paris estimou-se o número total de ciclos desde o tamanho de trinca de 7

mm cujo K equivalente, de 4,34 MPa.m1/2, é superior ao limiar de fadiga (Figura 167). A

Figura 172 mostra a relação entre tamanho de trinca e número de ciclos enquanto a Figura

173 apresenta a relação entre Kmax e número de ciclos.

0 20 40 60 80 100 1200

5

10

15

20

25

Trinca Inferior Trinca Superior

K I (M

Pa.m

1/2 )

a (mm) Figura 170– Valores de K em função do tamanho de trinca na simulação por elementos finitos.

0,00 0,02 0,04 0,06 0,08 0,10 0,12 0,14 0,16 0,18 0,200

20

40

60

80

100

K (M

Pa.

m1/

2 )

a (m) Figura 171– Curva de K vs. tamanho de trinca obtido através da simulação por elementos finitos.


0 10 20 30 40 50 60 70 80 900,00

0,02

0,04

0,06

0,08

0,10

0,12

a (m

)

N x 106 Figura 172– Curva de tamanho de trinca vs. número de ciclos obtida através da simulação.

0 10 20 30 40 50 60 70 80 900

20

40

60

K max

(MP

a.m

1/2 )

N x 106 Figura 173– Curva de K vs. número de ciclos obtida através da simulação.


ESTIMATIVA DA VIDA RESIDUAL

CONDIÇÕES DE TRABALHO

O redutor onde a engrenagem fraturada trabalhou entrou em operação em dezembro de

1997, sendo que a quebra ocorreu em julho de 2000. O regime teórico de operação é de 24

horas por dia e de 365 dias por ano. O número médio de paradas é 8 por mês. A carga varia

pouco (entre 50 a 70 % da potência nominal do motor, que é de 5.500 kW), logo será

considerada como constante durante toda a vida do componente para fins de cálculo. A

rotação do eixo da engrenagem G5 (ou sua freqüência de engrenamento) é de 219,45 rpm.

Funcionamento entre paradas:

A duração da engrenagem foi de 31 meses sendo 248 paradas no total. Supondo-se o

tempo médio de parada como sendo de 4 horas, o tempo médio de funcionamento entre

paradas seria:

365 [dias/ano] ⁄ (12 [meses] × 8 [paradas/mês]) = 3,8 dias = 91,25 horas

Descontando-se a parada resultaria: 91,25h - 4h = 87,25 horas.

Número de ciclos entre paradas:

Se um ciclo completo de carregamento for relacionado a uma rotação da engrenagem

pode-se estimar o número médio de ciclos atingido entre cada parada, ou seja:

(87,25h × 60) min × 219,45RPM ≅ 1.149.000 ciclos/parada

Segundo a Figura 173, a propagação de uma trinca por fadiga com um ∆K inicial

acima do valor limiar ∆Kth levaria cerca de 75 milhões de ciclos até atingir o nível de

instabilidade. Como este valor é em ciclos contínuos em fadiga pode-se dividir este número

total de ciclos pelo número de ciclos por parada, resultando em um número inteiro de 65

paradas. Como ocorrem em média 8 paradas por mês, a engrenagem levaria cerca de 8 meses

até atingir a condição de instabilidade se mantidas as mesmas condições de trabalho.

CONCLUSÃO

Através do uso da curva experimental de taxa de propagação de trinca por fadiga e da

simulação da propagação da trinca na engrenagem por elementos finitos associados aos

conceitos da Mecânica da Fratura Linear-Elástica, foi possível estimar a vida remanescente da


engrenagem. Determinou-se uma vida de cerca de 75 milhões de ciclos em fadiga (revoluções

da engrenagem), valor relativo a aproximadamente 65 paradas ou 8 meses se mantidas as

mesmas condições de trabalho. Para esta estimativa partiu-se de uma trinca cujo valor de ∆K

era superior ao limiar de fadiga, a partir do qual a propagação é observável. Neste valor de

vida remanescente não está incluído o tempo relativo à nucleação da trinca não tendo sido

levantada qualquer hipótese a este respeito.


2.2.14 - ANÁLISE DE FALHA EM SUPORTE DE PNEU ESTEPE PARA CAMINHÕES

RESUMO

A leitura deste trabalho indica que a falha ocorreu devido ao incorreto

dimensionamento da chapa de fixação do suporte ao chassi, quando da fabricação. Um

processo de manutenção posterior, ainda, apresentou-se ineficiente para evitar o colapso.

DESCRIÇÃO

Um suporte de estepe para caminhões, fabricado como acessório e adaptado ao chassi

através de dois parafusos, entrou em colapso com o caminhão em movimento. As rodas

traseiras do veículo, então, chocaram-se com o suporte, desgovernando o veículo e causando

um acidente com perdas materiais (figura 174).

O suporte é preso ao chassi por dois parafusos originais de fábrica, que servem, ou

foram projetados para acoplar outro tipo de acessório. Como restava ainda uma área útil

nestes dois parafusos, eles foram aproveitados para o encaixe do suporte.

Conforme ainda as informações do solicitante, o suporte foi inserido no caminhão em outubro

de 1998. Em 28 de dezembro foi posto em manutenção, pois apresentava a formação e

propagação de trincas próximas a solda que une as vigas "U" à chapa de fixação.

A manutenção consistiu na aplicação de cordões de solda nos dois lados de cada trinca

com posterior esmerilhamento para retirada do excesso de material depositado. Um parafuso

central também foi inserido após furação do chassi. Em 11 de fevereiro de 1999 ocorreu o

colapso do componente, com a separação das duas partes circunvizinhas aos dois parafusos

originais. O parafuso central inserido na manutenção também rompeu.

A seqüência das figuras 175 a 177 ilustram a falha ocorrida.


Figura 174– Fotografia mostrando o caminhão após a falha com o suporte.

Figura 175– Vista de perfil ilustrando o chassi em seu estado original e após a colocação do suporte utilizando o mesmo parafuso.

Figura 176– Figura ilustrando as trincas na chapa de fixação e a posterior manutenção com reparo de solda.


Figura 177– Macrografia mostrando a peça após o colapso. Nota-se a separação das extremidades da chapa circunvizinhas aos parafusos de fixação. O parafuso central perdeu-se no colapso de forma que não pôde ser analisado. Aumento: 0,2x.

Figura 178– Figura mostrando o esquema da peça após a solda de reparo. As trincas verticais reiniciam na solda de reparo devido ao maior nível de tensões cisalhantes na região.

ANÁLISE DE FRATURAS

O colapso iniciou com a separação da chapa na região da solda de reparo, que coincide

com a região das trincas verticais observadas antes da manutenção. A separação foi devida a

sobrecarga de cisalhamento imposta numa região deformável da chapa, entre a solda dos

perfis (viga “U”) e os dois parafusos, extremos. Esta região é dita deformável, pois se localiza

entre dois vínculos rígidos. O parafuso que engasta a chapa ao chassi e o perfil soldado a

chapa, que determina a rigidez desta região, transferem o maior nível de tensões a solda de

reparo (figura 178).


A oxidação da solda de reparo bem como a morfologia da fratura indica que esta

rompeu por sobrecarga antes das outras (figura 179).

Duas frentes de propagação de fadiga similares (indicadas na figura 180) partiram da

interface entre as arruelas e a face externa da chapa, horizontalmente ao plano base (figuras

180 e 181).

As frentes horizontais apresentaram duas regiões distintas. A primeira, mais oxidada,

iniciou e propagou antes do reparo ou da ruptura do parafuso central. A segunda região parece

ter propagado a partir da primeira pouco antes do colapso final.

A análise em microscópio eletrônico de varredura (MEV) confirmou a presença de

estrias de fadiga na segunda região, o que reforçou o histórico suposto (figura 182).

A análise do componente também indicou a propagação de outras trincas em diferentes locais

(figuras 183 e 184) além das que provocaram o colapso.

Figura 179– Macrografia mostrando a região da solda de reparo com grande oxidação e a propagação de trincas dentro do metal de solda. Aumento: 1,1x.

Figura 180– Macrografia mostrando a fratura do lado direito. Identificam-se as regiões de fadiga perto do furo do parafuso e na solda, com maior oxidação, que iniciaram antes do reparo. Após o reparo houve fadiga de baixo ciclo dando seqüência as fadigas iniciais nas duas regiões. Finalmente observam-se as regiões de ruptura final. Os números 1 e 2 indicam a 1a e a 2a frentes de fadiga. Aumento: 1,6x.


Figura 181– Macrografia mostrando a fratura do lado esquerdo, observa-se aqui uma maior área de fadiga na zona do parafuso e a ocorrência de fadiga na solda de reparo. Após a ruptura do parafuso central ocorreu uma fadiga de baixo ciclo na solda de reparo (parte clara) e seguido de ruptura final. Os números 1 e 2 indicam a 1a e a 2a frentes de fadiga. Aumento: 1,8x.

Figura 182- Micrografia em MEV mostrando estrias de fadiga na segunda região. Aumento: 3360x.

Figura 183– Macrografia mostrando uma trinca oxidada na solda do lado interno do perfil ”U” perto da fratura do lado direito. Aumento: 1x.


Figura 184– Macrografia mostrando a propagação de uma trinca na solda da chapa triangular soldada no fundo dos perfis “U”. Aumento: 1,5x.

ANÁLISE DAS SOLICITAÇÕES

A análise das solicitações envolvidas no suporte quando em serviço pode ser resumida

no desenho da figura 185.

Como pode ser observado, a região de maior momento fletor é justamente a que

fraturou. O momento fletor provoca um esforço cisalhante nas chapas de fixação, entre os

vínculos dos parafusos extremos e a junção da chapa com as vigas “U”.

Contudo, as fadigas verticais como as horizontais tiveram seu início e propagação num

local não previsto.

O esquema indica onde seriam previstos os três pontos de início de uma falha devida

às solicitações em serviço.

O ponto A seria o mais crítico, pois é onde ocorre o maior momento (maior tração) e

apresenta forte concentração de tensão. Tal ponto é caracterizado por ser a união soldada da

chapa com a viga superior. Aqui iniciaram as trincas que foram reparadas e as que

posteriormente determinaram o colapso.

Os pontos B e C correspondem às interfaces críticas dos parafusos, também fortes

concentradores de tensões e solicitados por tração. Tudo indica, entretanto, que os parafusos

estavam superdimensionados levando em conta o projeto do suporte. O único parafuso a

romper não suportou a carga (parafuso este não previsto no projeto original) após o

cisalhamento das extremidades da chapa (solda de reparo), tendo, provavelmente, rompido

por fadiga.

O ponto D, onde ocorreu a ruptura por fadiga, sofre apenas compressão levando em

conta a configuração de carga proposta. Não seria previsto o mecanismo de fadiga neste

ponto.


Tal constatação indica que o modelo de solicitações previsto não foi o ocorrido e

sugere-se a necessidade de um novo modelo que se aproxime do real. A fadiga no ponto D

indica que ocorriam neste ponto solicitações dinâmicas de tração. Partindo desta informação,

sugere-se a configuração de cargas ilustrada na figura 186.

Como foi realmente observado nas análises preliminares, a chapa de fixação

encontrava-se fora de paralelismo em relação ao chassi, ou fora de perpendicularismo em

relação ao plano base, propiciando um distanciamento “d’’ como indicado na figura 186.

Desta forma, a parte inferior do suporte recebe um grau de liberdade e a região engastada

limita-se apenas à porção da chapa sob a arruela inserida na fabricação do suporte.

Sendo assim, tem-se uma nova configuração de solicitações que permite a formação de

um processo de fadiga no ponto D.

O distanciamento “d” formado com a deformação plástica da chapa, pode ter ocorrido

devido a vibração do componente em serviço após o trincamento estático das abas na região

soldada anteriormente.

Figura 185– Figura ilustrando a solicitação sofrida pela estrutura em serviço.

Figura 186– Esquema mostrando os pontos de maior solicitação e a propagação da trinca por fadiga. O esforço na região de fixação pode ser resumido a um momento fletor devido ao peso do estepe. A vibração em serviço determina uma solicitação dinâmica propícia para processos de fadiga.


Figura 187– Esquema mostrando o espaço criado pela vibração em serviço devido a falta de apoio na parte inferior. Nota-se a possibilidade de fadiga no ponto D.

MICRODUREZA, METALOGRAFIAS E ANÁLISE QUÍMICA

A ruptura do componente, incluindo a formação de processos de fadiga indica duas

hipóteses: subdimensionamento da chapa (levando em conta os pontos, concentradores de

tensões) e/ou alguma falha metalúrgica que propiciasse a ruptura.

Foi realizado um perfil de microdurezas Vickers com carga de 200 gf (HV) em um

corpo de prova transversal à solda de reparo para verificação da taxa de variação de dureza da

linha média do metal de solda até o metal de base. Após o ensaio foi verificado que não houve

uma grande variação nos resultados como pode ser visto no gráfico da figura 188.

A metalografia mostrou microestrutura formada por ferrita e pouca perlita o que indica

um aço com baixo teor de carbono (figuras 189 e 190) como pôde ser confirmado com a

análise química. A região onde foi feita a solda de reparo notou-se, no metal de solda, defeitos

metalúrgicos e trincas (figuras 191 e 192).

Tabela 13 - Análise química da chapa de fixação.

Elemento C Si Mn P S Cr Ni Al Pb Sn

% em peso 0,10 0,01 0,44 0,019 0,012 0,02 0,01 0,041 0,002 0,013


0 1 2 3 4 5120

140

160

180

200

Distância do metal de solda em direção a chapa (mm)

Dur

eza

Vic

kers

Figura 188– Gráfico mostrando os resultados do perfil de microdurezas.

Figura 189– Micrografia mostrando o metal base da chapa. Observa-se uma grande quantidade de ferrita com pouca perlita, típico de um aço SAE 1010. Ataque: nital 3%. Aumento: 100x.

Figura 190– Micrografia mostrando a zona afetada pelo calor onde ocorreu um refinamento granular. Matriz ferrítica e perlítica próximo a solda de reparo. Ataque: nital 3%. Aumento 100x.


Figura 191- Micrografia mostrando o metal de solda. Crescimento de grãos colunares seguindo o fluxo de resfriamento da poça de fusão. Matriz formada por ferrita acicular e estrutura de Widmanstätten. Ataque: nital 3%.Aumento: 100x.

Figura 192- Micrografia mostrando o metal de solda com trincas e defeitos internos que fragilizam a estrutura. Ataque: nital 3%. Aumento: 50x.

DISCUSSÃO DE RESULTADOS

Os resultados do trabalho permitem definir o motivo e o histórico da falha, após a

aplicação da solda reparo.

A região onde foram encontrados formação de trincas e que sofreu o reparo é crítica

quanto a fratura, pois apresenta forte concentração de tensões (tanto devido as mudanças de

plano entre a chapa e o perfil e entre a chapa e a arruela, como também pela menor rigidez) e

sofre um esforço cisalhante devido as solicitações em serviço.

Com a formação das duas trincas verticais, aumentou a solicitação de flexão do

parafuso central, que praticamente passou a suportar todo o esforço anteriormente distribuído

em três.


Este parafuso, então, rompeu provavelmente por fadiga. Tal parafuso não foi analisado

por ter perdido-se na estrada. Ele inclusive pode ter caído muitos quilômetros antes do

colapso. Mas a pouca deformação plástica do furo de encaixe deste parafuso reforça esta

hipótese.

Com a ruptura do parafuso, toda a carga foi transferida para as duas extremidades na

sua posição horizontal, que sofreram um novo processo de fadiga, permitindo a completa

separação do suporte. Anteriormente ao reparo esta região provavelmente já estava fadigando.

CONCLUSÕES

A falha do componente ocorreu devido ao subdimensionamento da chapa para suportar

o esforço cisalhante aplicado entre os perfis soldados e os dois parafusos extremos. A rigidez

da vizinhança das trincas é muito superior, transferindo a concentração maior de tensões para

a chapa. A solda reparo aplicada somente diminui a resistência da região, pois um processo de

soldagem diminui a tenacidade do material e aumenta o nível de tensões residuais.

Os defeitos microestruturais observados na solda reparo também diminui a resistência

do material.


2.2.15 - ANÁLISE DE FALHA EM TUBO API 5L X-56 DO OLEODUTO TEDUT/REFAP

DESCRIÇÃO

Foi recebido um segmento de tubo API 5L X-56 do oleoduto TEDUT/REFAP

apresentando uma ruptura ocorrida durante o teste hidrostático. A falha ocorreu junto à solda

longitudinal do tubo (Solda ERW) e próximo a uma solda de união de dois segmentos de

tubo, como mostram as figuras 193 e 194.

Figura 193– Macr

Figura 194– Detada falha, que apre

Foi realizad

e da solda radial v

Foi observada em

localizada próxima

solda radial

ografia mostrando a falha do tubo junto a solda “costura”(ERW).

lhe da região de ruptura do tubo mostrando a região provável de início sentou maior deformação.

ANÁLISE DA FRATURA

o um rastreamento sobre as superfícies separadas da região da solda ERW

isando identificar o macromecanismo de fratura em lupa de baixo aumento.

apenas uma superfície da trinca, na solda ERW, uma linha escura e lisa

a ¼ da espessura da chapa, partindo de seu diâmetro interno, que estava


encoberta por uma camada metálica. As demais regiões foram apenas de cisalhamento

(figuras 195 e 196). Na solda radial não foi verificado nenhum indício de início de fratura.

e

Figura 195– Imagem mostrando uma das superfícies de fratura da uma linha arredondada escura que segue por todo o comprimento camada metálica envolvia tal linha antes da separação. O restante dapenas por cisalhamento final.

Figura 196– O outro lado da fratura apresenta apenas cisalhamenda falha e uma separação, também por cisalhamento, que coincidedescontinuidade da outra superfície.

Uma seção da fratura foi retirada então da região de maior deform

lado em que foi vista a linha escura e foi analisada em um micro

varredura (MEV) a fim de identificar os micromecanismos da fratura

além de uma camada de oxidação em toda a superfície. Convém salien

análise bem como o corte da amostra foram realizados sem qualquer limp

Logo após a superfície foi limpa com detergente comum e, nova

MEV. Mais uma vez nada foi observado além de oxidação. Uma análise

Fadiga e

descontinuidad

fina camada

metálica

cisalhamento

final

solda ERW. Nota-se da trinca. Uma fina a fratura é formado

to como mecanismo sua posição com a

ação (figura 194) do

scópio eletrônico de

. Nada foi observado

tar que esta primeira

eza ou lubrificação.

mente, observada em

por microssonda foi

Análise de Falhas 180

aplicada sobre a linha escura e na zona cisalhada nesta etapa, sendo que o resultado

basicamente foi óxido de ferro, como mostra o espectro da figura 197.

A amostra foi, por fim, atacada com reativo de Clark a fim de eliminar a oxidação

superficial e depois foi observada ao MEV. Desta vez alguns sinais de coalescimento de

microcavidades foram observados na região cisalhada e na linha escura a oxidação continuou,

como mostram as figuras 198 e 199. Uma nova análise por microssonda foi aplicada sobre

esta última região e o resultado foi o mesmo anterior.

Figura 197- Espectro representativo das análises por microssonda sobre a camada oxidada. Nota-se a formação básica de óxido de ferro. Alguns elementos tais como silício e molibdênio também aparecem por estarem presentes no substrato (matéria prima).

Figura 198– Micrografia da superfície da falha obtida em MEV após a limpeza com reagente de Clark.


Figura 199– Micrografia em MEV mostrando a figura 198 em maior aumento detalhando a linha de óxidos de ferro intrínseca ao material.


Após as constatações anteriores foram retirados corpos de prova da região de início da

fratura, da região mais ao final da fratura, da região da solda longitudinal por resistência

(ERW) fora da falha e de uma região da chapa do tubo fora das soldas com o objetivo de

investigar a condição microestrutural. Os corpos de prova foram preparados segundo

procedimento padrão de preparação metalográfica e após foram examinados em microscópio

óptico e MEV.

Nestas análises foi observada a presença de óxidos de ferro na superfície da fratura e

dentro do material de base, como se pode observar nas figuras 200 a 210. Estes óxidos de

ferro foram analisados por microssonda e por microscopia Raman, onde os espectros

encontrados (ver figuras 211 e 212) foram de um óxido de ferro do tipo hematita (Fe2O3)

conforme comparação com a literatura (ver figura 213). Foi, também, realizada uma análise

por microscopia Raman nos óxidos presentes na superfície da chapa do tubo, onde foi

encontrado óxido de ferro do tipo hematita, como mostra a figura 214. Na amostra da chapa

do tubo fora da região das soldas, também, foi observada a presença de inclusões de óxidos

dentro do material e próximo a superfície, com tamanho em torno de 40 µm, como mostram

as figuras 215 a 218. As figuras 219 e 220 mostram a microestrutura da chapa do tubo

apresentando ferrita e perlita, onde se observou uma forte segregação de manganês no centro

da chapa, no sentido de laminação.


Figura 200– Micrografia em MEV mostrando a região da falha no sentido transversal. Amostra extraída junto ao início da falha (região de maior deformação plástica macroscópica).

Linha de solda

Figura 201– Micrografia em MEV mostrando com maior aumento a região da falha onde observa-se a linha da solda tangenciando o defeito.

Figura 202– Micrografia em MEV detalhando a superfície da falha onde observa-se a presença de óxidos de ferro na superfície e dentro da chapa. O perfil da separação acompanha as linhas de fluxo do material.


Figura 203– Micrografia em MEV mostrando a região da figura 202 com maior aumento, detalhando a presença de óxidos de ferro (hematita).

Figura 204– Micrografia em MEV da região da figura 204 com maior aumento, onde observa-se o óxido de ferro dentro da chapa.

Figura 205– Micrografia em MEV da mesma região das figuras de 202 a 204, com maior aumento, destacando o óxido de ferro presente.


a

Figura 20interna dfratura.

Figura 20ferro jun

Figura 2apresenta

parede

interna

6– Micrografia em MEV mostrando a superfície de fraturo tubo onde se observa a presença de óxidos de ferro ju

7– A mesma região da figura 14 com maior aumento destto a superfície de fratura.

08– Micrografia em MEV de outra região junto a ndo óxidos de ferro na superfície de fratura e dentro da ch

Fadiga e

falh

a próximo a parede nto a superfície de

acando os óxidos de

superfície separada apa.

Análise de Falhas 185

Figura 209– Micrografia em MEV de outra região junto a superfície de fratura apresentando, também, óxidos de ferro junto a superfície e dentro da chapa do tubo.

Figura 210– Micrografia em MEV da mesma região da figura 17 com maior aumento, destacando a presença de óxidos de ferro dentro da chapa.

Figura 211– Espectro da análise por microssonda das descontinuidades encontradas, identificando-as como óxido de ferro.


Figura 212– Espectro da análise por microscopia Raman dos óxidos de ferro encontrados na superfície da falha e de dentro da chapa.

Figura 213– Espectros de microscopia Raman encontrados no trabalho realizado por R.K.Singh Raman (Laser Raman Spectroscopy: a Technique for Rapid Characterisation of Oxide Scale Layers).


Figura 214– Espectro por microscopia Raman de óxidos encontrados na superfície da chapa do tubo, e por comparação com a literatura, identificados como óxido de ferro do tipo hematita.

Figura 215– Micrografia em MEV mostrando inclusões dentro da chapa e próximo a superfície em uma região longe das regiões da solda.

Figura 216– Micrografia em MEV com maior aumento da região das inclusões.


Figura 217– Micrografia em MEV mostrando dobras de laminação junto a superfície e próximo a solda ERW.

Figura 218– Micrografia em MEV detalhando a dobra de laminação.

Figura 219– Micrografia em MEV da microestrutura da chapa do tubo que rompeu.


Figura 220– Micrografia em MEV destacando a segregação de manganês.

CONCLUSÕES

Pelas análises realizadas foi constatado:

- a falha não ocorreu na linha de solda e sim junto à zona afetada pelo calor;

- foi observada a presença de descontinuidades junto à superfície de fratura e dentro da chapa

identificadas como óxido de ferro do tipo hematita;

- os óxidos de ferro encontrados devem ser provenientes do processo de laminação (dobra de

laminação com caldeamento do óxido) ou do corte por cisalhamento provocando uma dobra

com a presença do óxido;

- o material da chapa do tubo apresentou segregação de manganês no centro da espessura da

chapa e, também, a presença de inclusões de óxidos próximas à superfície da chapa.


2.2.16 - ANÁLISE DE TRINCAS EM CURVAS DE TUBOS DE AÇO INOXIDÁVEL AISI

321H

RESUMO

Diversas seções de tubos de aço inoxidável AISI 321H foram analisadas a fim de

identificar os motivos da formação de trincas macroscópicas na região de dobramento à

quente, processo sofrido por estes tubos.

Foram realizados as seguintes análises e ensaios:

- Análise visual;

- Análise em lupa de baixo aumento;

- Análises micrográficas em microscópio óptico e eletrônico de varredura;

- Análise através da técnica de espectroscopia por dispersão de energia (EDS);

- Ensaios mecânicos de tração a temperatura ambiente e a quente (650oC, 900oC, 1000oC,

1050oC com cobre na superfície e 1050oC com latão na superfície);

- Teste de sensitização (675oC por 1 hora);

- Teste de susceptibilidade à corrosão intergranular.

Os resultados do trabalho indicaram que todas as trincas ocorreram de forma

intergranular e que o tratamento de pickling e passivação possivelmente têm atacado

intergranularmente a superfície dos tubos.

Foi constatado também que o material está sensitizando a temperatura de 675oC, temperatura

similar a de trabalho destes tubos, e a temperatura de dobramento (em torno de 1050oC). Os

resultados mostraram que o material apresentou susceptibilidade à corrosão intergranular.

Devido a isso, sugeriu-se que seja realizado um tratamento térmico de solubilização antes do

dobramento, com objetivo de evitar a sensitização do material.

DESCRIÇÃO

Foram recebidas para análise amostras de tubos de aço inoxidável AISI 321H com 48 mm de

diâmetro e espessura de 3,8 mm, apresentando trincas na parede externa de regiões de curvas.

Estas trincas, segundo o solicitante, apareceram após o dobramento dos tubos. O dobramento

é realizado em uma temperatura em torno de 1050oC e a região de dobramento é retificada

com disco abrasivo. Os tubos trincados pertenciam ao lote de tubos com final 01A e 01B.


METODOLOGIA

As amostras recebidas foram analisadas seguindo as seguintes técnicas: análise visual,

lupa de baixo aumento, microscopia óptica e microscopia eletrônica de varredura com

microssonda para análise por espectroscopia por dispersão de energia (EDS) acoplada. Para

análise metalográfica foram retirados corpos de prova das regiões que apresentaram trincas

(região do dobramento) e em regiões onde não houve aquecimento (regiões fora do

dobramento). Os corpos de prova foram preparados com lixamento seqüencial em lixas 120,

220, 320, 400, 600 e 1000 seguido de polimento em pasta de diamante de 3 e 1µm de

granulometria e, após, realizado o ataque eletrolítico em solução de ácido oxálico 10%.

Em análises complementares foram realizados ensaios de tração a temperatura

ambiente, a 650oC, 900oC, 1000oC, 1050oC com cobre puro esfregado na superfície do c.p. e

1050oC com latão (60% de Cu e 40%Zn) na superfície do c.p., como mostra a figura 221. Os

corpos de prova com cobre e latão foram realizados com o objetivo de observar a influência

destes materiais no aço inoxidável em estudo. Após os ensaios de tração foram retirados

corpos de prova para análise da fratura em MEV e da microestrutura em microscópio óptico.

Os ensaios de tração foram de acordo com as Normas ASTM E 8M-90 e ASTM E 21-92.

Foram realizados, também, testes de achatamento a frio, testes de sensitização e

susceptibilidade a corrosão intergranular segundo determinam as Normas ASTM A 312-95 e

ASTM A 262-93. O teste de sensitização consistiu em aquecer amostras dos tubos a uma

temperatura de 675oC deixando-os por 1 hora nesta temperatura com resfriamento ao ar.

Após, foram retirados corpos de prova, preparados segundo procedimento padrão de

metalografia e atacados através de ataque eletrolítico com ácido oxálico e analisados em

microscópio óptico. O teste de susceptibilidade a corrosão intergranular consistiu em colocar

corpos de prova, após sensitizados, em um recipiente do tipo Erlenmeyer com uma solução

contendo 100 gr de sulfato de cobre, dissolvidos em 1.700 ml de água destilada e 100 ml de

ácido sulfúrico, como mostra a figura 222. O teste deve ser realizado com a solução à quente

(fervendo) e com os corpos de prova cobertos com cavacos de cobre puro (os cavacos

utilizados foram de fios elétricos) por um período de no mínimo 24 horas. Neste caso foram

realizados por 110 horas, sendo 16 horas em solução fervente e 94 horas em solução a

temperatura ambiente. Após o teste, as amostras foram dobradas 180o como determina a

Norma ASTM A 262 e analisadas em lupa com 20 X de aumento e após, retirados corpos de

provas para análise em microscópio óptico.


Figura 221– Corpos de prova utilizados no teste de tração à quente, utilizando latão e cobre na superfície dos corpos de prova.

Figura 222– Teste de susceptibilidade a corrosão intergranular.


RESULTADOS

Resultados da Análise Visual

A análise visual das amostras de tubos mostrou que a maioria dos casos de

trincamento ocorriam na linha neutra da dobra do tubo e no sentido transversal ao

comprimento, como se pode observar na figura 223. Em alguns casos as trincas ocorreram no

cotovelo da curva, região de maior tensão trativa.

Trincas

Figura 223– Amostra de um tubo apresentando diversas trincas na região curva.

Resultados da Análise em Lupa de Baixo Aumento

Na análise em lupa de baixo aumento pode-se observar que as trincas ocorreram de

forma intergranular, confirmado através das análises com microscópio eletrônico de varredura

e pelo microscópio óptico.

Resultados da Análise em Microscópio Eletrônico de Varredura e Microssonda EDS

As figuras 224 a 227 mostram com clareza a ocorrência de trincas intergranulares,

sendo que suas profundidades chegaram em torno de 800 micrometros. Observou-se, também,

a presença de uma camada de aspecto rugoso encobrindo os grãos do material, que foi

identificada em análise por EDS como sendo rico em oxigênio, cromo e ferro (óxido de

cromo como provável composto formado) e em alguns casos com a presença de cobre, como

mostram as figuras 229 e 231 e o espectro da figura 230. A amostra que apresentou cobre no

interior da trinca, mostrou um depósito na superfície, que foi identificado por análise de EDS

ser rico em cobre e cloro, como mostram as figuras 232 e 234.


Na análise de amostras não aquecidas e não curvadas, observou-se que a superfície do

tubo apresentava com aspecto de ataque intergranular, o que pode ser confirmado em análise

de amostras cortadas transversalmente ao sentido longitudinal ao tubo, como mostram as

figuras 234 a 237. Este ataque superficial do tubo deve ter ocorrido durante o processo de

pickling e passivação dos tubos.

Figura 224– Micrografia em MEV da superfície de uma das amostras trincadas mostrando a ocorrência de diversas trincas de forma intergranular.

Figura 225– Micrografia em MEV de uma das trincas salientando o aspecto de fratura intergranular.


Figura 226– Micrografia em MEV de seção transversal mostrando diversas trincas.

Figura 227– Micrografia em MEV de seção transversal mostrando uma trinca com profundidade em torno de 800 microns.

Figura 228– Micrografia em MEV de outras trincas na mesma amostra da figura 226.


Figura 229– Micrografia em MEV mostrando o aspecto intergranular da trinca e da camada rugosa formada em cima dos grãos.

Figura 230– Espectro por EDS da camada rugosa, mostrando ser óxido de cromo.

Figura 231– Micrografia em MEV de uma outra trinca intergranular, destacando a camada formada em cima do grão do material.


Figura 232– Espectro da análise por EDS mostrando a presença de cobre.

Figura 233– Micrografia em MEV mostrando a superfície de uma das amostras apresentando um depósito que apresentou cobre e cloro, identificado por análise EDS como mostra o espectro abaixo.


Figura 234– Espectro da análise por EDS do depósito encontrado na superfície da amostra da figura 235.

Figura 235– Micrografia em MEV do aspecto superficial dos tubos, região não aquecida e curva.

Figura 236– Micrografia em MEV do aspecto superficial de outra amostra de tubo, região não aquecida e curva.

Figura 237– Micrografia em MEV mostrando o ataque intergranular da amostra da figura 236 vista transversalmente.


Figura 238– Micrografia em MEV mostrando outra região apresentando ataque intergranular. Resultados dos Ensaios de Tração

Os resultados dos ensaios de tração realizados à temperatura ambiente e à quente

encontram-se na tabela abaixo.

Identificação Limite de Resistência (MPa) Tensão de Escoamento (MPa)

Temperatura Ambiente 567 -

Temperatura de 650oC 334 135



Temperatura de 1050oC c/cobre 56 39

Temperatura de 1050oC c/latão 46 29

Resultados da Análise em MEV dos Corpos de Provas Ensaiados por Tração

Dos corpos de prova de tração foram retiradas as fraturas e analisadas no MEV e,

após, cortadas transversalmente, preparadas segundo procedimento padrão de metalografia

para análise da microestrutura.

Tração a Temperatura Ambiente

A fratura do corpo de prova ensaiado a temperatura ambiente apresentou

micromecanismos de coalescimento de microcavidades, modo de fratura típica de material


dúctil, como mostra a figura 239. A figura 240 mostra a microestrutura deste corpo de prova,

onde não foi observada a presença de trincas na superfície.

Figura 239– Micrografia em MEV da fratura do c.p. de tração ensaiado a temperatura ambiente.

Figura 240– Micrografia em MEV da microestrutura do c.p. de tração ensaiado a temperatura ambiente mostrando a superfície sem trincas. Tração a Temperatura de 650oC

Nos corpos de prova ensaiado a temperatura de 650oC, a fratura apresentou

micromecanismos de coalescência de microcavidades, como mostram as figuras 241 e 242. A

microestrutura deste c.p. apresentou pequenas trincas intergranulares e grãos totalmente

sensitizados como mostram as figuras 243 e 244.


Figura 241– Micrografia em MEV do c.p. de tração ensaiado a 650oC mostrando o aspecto de fratura por coalescimento de microcavidades.

Figura 242– Micrografia em MEV mostrando a região do centro da fratura, apresentando coalescência de microcavidades.

Figura 243– Micrografia em MEV da microestrutura do c.p. de tração a 650oC apresentando pequenas trincas na superfície e grãos sensitizados.


Figura 244– Micrografia em MEV da microestrutura da mesma amostra da figura 245 com maior aumento, destacando os grãos sensitizados. Tração a Temperatura de 900oC

A fratura dos corpos de prova ensaiados a temperatura de 900oC apresentou

mecanismos intergranulares na superfície e fratura com micromecanismos de coalescimento

de microcavidades no centro, como mostram as figuras 245 e 246. No sentido transversal a

microestrutura apresentou diversas trincas intergranulares com produtos de corrosão no

interior destas trincas, como verificado nas figuras 247 e 248.

Figura 245– Micrografia em MEV da fratura do c.p. de tração ensaiado a temperatura de 900oC mostrando na superfície fratura intergranular e em direção ao centro coalescimento de microcavidades


Figura 246– Micrografia em MEV da fratura no centro do c.p. mostrando micromecanismos de coalescência de microcavidades.

Figura 247– Micrografia em MEV da microestrutura do c.p. de tração ensaiado a 900oC mostrando trincas intergranulares na superfície do material com produtos de corrosão dentro destas.


Figura 248– Micrografia em MEV da microestrutura do c.p. de tração ensaiado a 900oC mostrando trincas intergranulares na superfície do material com produtos de oxidação dentro destas em outra região e com maior aumento. Tração a Temperatura de 1000oC

Nos ensaios de tração com a temperatura de 1000oC a fratura apresentou mecanismos

intergranulares na superfície e micromecanismos de coalescência de microcavidades no

centro, como pode-se observar nas figuras 249 a 251. Da mesma forma que no ensaio a

900oC, a microestrutura do material ensaiado apresentou diversas trincas intergranulares com

produtos de corrosão no interior destas trincas, como mostra as figuras 252 e 253.

Figura 249– Micrografia em MEV do c.p. de tração ensaiado a 1000oC mostrando o aspecto da fratura, onde se pode observar na superfície fratura intergranular e ao centro coalescimento de microcavidades.


Figura 250– Micrografia em MEV mostrando com maior aumento a região da superfície do c.p. apresentando fratura intergranular.

Figura 251– Micrografia em MEV mostrando o centro da fratura apresentando coalescência de microcavidades.

Figura 252– Micrografia em MEV da microestrutura do c.p. ensaiado a 1000oC mostrando diversas trincas intergranulares.


Figura 253– Micrografia em MEV da microestrutura do c.p. ensaiado a 1000oC mostrando diversas trincas intergranulares em outra região do c.p. Tração a Temperatura de 1050oC com Cobre na Superfície

No ensaio de tração a temperatura de 1050oC com cobre na superfície observou-se que

a fratura ocorreu, também, intergranular na superfície e com coalescência de microcavidades

ao centro, como mostram as figuras 254 e 255. A microestrutura apresentou diversas trincas

intergranulares na superfície do c.p. com produtos de corrosão dentro destas trincas, como

pode-se observar nas figuras 256 e 257.

Figura 254– Micrografia em MEV da fratura do c.p. de tração a 1050oC com cobre na superfície.


Figura 255– Micrografia em MEV da fratura do c.p. de tração a 1050oC com cobre na superfície com maior aumento.

Figura 256– Micrografia em MEV da microestrutura mostrando trincas na superfície do c.p. com produtos de corrosão no interior das trincas. Sem ataque químico.

Figura 257– Micrografia em MEV da microestrutura mostrando trincas na superfície do c.p. com produtos de corrosão no interior das trincas em outra região do c.p. Sem ataque químico.


Tração a Temperatura de 1050oC com Latão na Superfície

No ensaio de tração a temperatura de 1050oC com latão na superfície observou-se que

a fratura ocorreu, da mesma forma do que com o cobre, intergranular na superfície e com

coalescência de microcavidades ao centro, como mostram as figuras 258 e 259. A

microestrutura apresentou diversas trincas intergranulares na superfície do c.p. com produtos

de corrosão dentro destas trincas, como pode-se observar na figuras 260.

Figura 258– Micrografia em MEV da fratura do c.p. de tração a 1050oC com latão na superfície.

Figura 259– Micrografia em MEV da fratura do c.p. de tração a 1050oC com latão na superfície, com maior aumento.


Figura 260– Micrografia em MEV da microestrutura mostrando trincas na superfície do c.p. com produtos de corrosão no interior das trincas. Sem ataque químico. Resultados do Teste de Achatamento

O teste de achatamento foi realizado segundo a Norma ASTM A530-96, e analisados

em lupa de baixo aumento e microscópio óptico não sendo observado nenhuma trinca nas

regiões das dobras, como mostram as figuras 261 e 262.

Figura 261– Macrografia em câmera digital dos corpos de prova achatados.


Figura 262– Macrografia em câmera digital mostrando a superfície das dobras do teste de amassamento onde não foram observadas trincas. Resultados do Teste de Sensitização

Os resultados do teste de sensitização mostraram que todas amostras testadas

apresentaram-se sensitizadas, ou seja, com a microestrutura apresentando o contorno de grão

completamente circundado com precipitados de carbonetos de cromo. Notou-se que a

sensitização foi mais pronunciada nas regiões próximas a superfície externa dos tubos.

Resultados do Teste de Susceptibilidade a Corrosão Intergranular

Os corpos de prova utilizados no teste de susceptibilidade a corrosão intergranular

foram analisados em lupa de baixo aumento para identificação de possíveis trincas na

superfície, o qual não ficou muito evidente. Para tirar a dúvida, a Norma sugere a realização

de uma análise em amostras transversais em microscópio óptico, onde foi confirmado ataque

intergranular nas amostras, mostrando que o material dos tubos nestas condições está

suscetível a corrosão intergranular.


CONCLUSÕES

Pelas análises realizadas pode-se obter as seguintes conclusões:

- As trincas estão ocorrendo de forma intergranular. Não foi observada nenhuma trinca

transgranular.

- A superfície dos tubos já se apresentava atacada intergranularmente, possivelmente devido

ao tratamento de pickling e passivação, o que foi comprovado pelas micrografias das

microestruturas do material das regiões sem aquecimento;

- O teste de sensitização mostrou que o material dos tubos está sensitizando na temperatura do

teste (675oC) e de dobramento (1050oC), comprovados pelos testes de sensitização e de tração

à quente.

- O teste de susceptibilidade a corrosão intergranular mostrou que o material nestas condições

está suscetível a corrosão intergranular.

- A presença de cobre ou latão na superfície dos tubos ajuda a acelerar o ataque intergranular.

SUGESTÕES

Realizar antes do dobramento um novo tratamento de solubilização dos tubos, com

objetivo de evitar a sensitização do material.


2.2.17 - ANÁLISE DE FALHA EM EIXO DE PRENSA PRR01

DESCRIÇÃO

Foram recebidas, para análise de falha, duas seções de um eixo de prensa (PRR01) de

1000 toneladas fraturado em serviço. O objetivo deste trabalho é identificar os motivos do

colapso, via análise visual, metalográfica, fractografia em microscópio eletrônico de varredura

(MEV) e ensaio de dureza.

Figura 263– Macrografia mostrando o componente recebido. Aumento: 0,1x.

ANÁLISE DA VISUAL E EM LUPA DE BAIXO AUMENTO

Após o recebimento do componente foi realizada documentação fotográfica e,

posteriormente, limpeza das superfícies de fratura para análise detalhada.

A superfície de fratura apresenta marcas de praia e linhas radiais originadas em toda a

circunferência. A região onde ocorreu a falha coincide com um raio de concordância da

redução de diâmetro (figura 264).

Foram observadas descontinuidades na superfície lateral do eixo características de

marcas de cordões de solda. Após ataque macroscópico com nital 10% foi constatado que

haviam alterações microestruturais, confirmando a hipótese da presença de uma região

soldada, visto na figura 267.


Figura 264– Imagens mostrando as superfícies de fratura do componente recebido. Observa-se a presença de linhas radiais originadas em toda a circunferência. Aumento: 0,8x.

Figura 265– Macrografia mostrando a superfície de fratura contendo marcas de praia concêntricas e linhas radiais oriundas da superfície. Aumento: 1,4x.

Figura 266– Imagem mostrando a região do raio de concordância contendo profundas marcas de usinagem. Aumento: 2x.


Figura 267– A esquerda observa-se uma descontinuidade na superfície do eixo. À direita, após ataque com nital 10%, podem ser observadas manchas e alterações na microestrutura, mostrando que há metal de solda. Aumento: 0,8x.

ANÁLISE DA FRATURA EM MICROSCÓPIO ELETRÔNICO DE VARREDURA

Foi confeccionado um corpo de prova, para análise em MEV, de uma região de início

da fratura. Pôde ser observado que a superfície apresenta grande amassamento e áreas com a

presença de fratura intergranular.

inte r

Fratura

rgranula

Região de

início

Figura 268– Imagem mostrando a superfície de fratura. Observou-se uma superfície amassada devido ao processo de fadiga e regiões de fratura intergranular. À direita, com maior aumento, a região intergranular apresentando tamanho de grão grosseiro.

ANÁLISE METALOGRÁFICA E ENSAIO DE DUREZA

Foi confeccionado um corpo de prova metalográfico de uma região de início da falha

com o objetivo de identificar alguma alteração microestrutural que estivesse relacionada com

o processo de fratura.


Observou-se a presença de metal de solda na superfície, microestrutura martensítica na

zona termicamente afetada e um metal de base formado por bainita e ilhas ferrita.

Foram realizados ensaios de dureza nas três regiões distintas encontradas no corpo de

prova. Na região do material de base a dureza média encontrada é de 250 HB, a região

martensítica apresentou média de 390 HB e na região do metal de solda o valor médio

encontrado foi de 280 HB.

Figura 269– À esquerda, microga presença de metal de solda (pab). À direita, com maior aumentafetada. Ataque: nital 3%. Aume

Figura 270– Micrografia mostrapor bainita e ilhas de perlita. Ata

Início

da falha
Superfície
rafia mostrando a região de início da falha. Observa-se rte clara, a) e microestrutura martensítica (fase escura, o a região martensítica formada na zona termicamente ntos: 25x e 100x, respectivamente.

ndo a região central do eixo. Microestrutura formada que: nital 3%. Aumento: 100x.


DISCUSSÃO DOS RESULTADOS

A análise metalográfica e os ensaios de dureza comprovaram a presença de metal de

solda e microestrutura martensítica de alta dureza na zona termicamente afetada que coincide

com a zona de fratura intergranular, propiciando fragilização da região da fratura.

As análises mostraram uma superfície de fratura característica de ruptura por fadiga. O

mau acabamento superficial do raio de concordância e heterogeneidade microestrutural

próximas à superfície proporcionaram condições para a nucleação e propagação da falha.

A zona termicamente afetada, com formação martensítica, apresenta tensões compressivas

sendo compensada por uma região de tensões trativas nas regiões imediatamente anterior e

posterior a esta, coincidindo com a superfície externa do eixo.

A região do raio de concordância é uma região crítica em componentes.

Conseqüentemente, um bom acabamento superficial e boas condições metalográficas são

extremamente importantes para obter-se grande resistência à fadiga.

CONCLUSÃO

A ruptura do componente ocorreu por fadiga sob esforços de flexão e torção nucleada

na região do raio de concordância devido a presença de alterações microestruturais e mau

acabamento superficial.


2.2.18 - ANÁLISE DE FALHA EM EIXO VIGA TUBULAR

RESUMO

Este trabalho visa determinar as causas que levaram à ruptura um eixo viga tubular

que rompeu em ensaio de verificação de fadiga por flexão vertical. O trabalho foi

desenvolvido segundo a metodologia recomendada de análise de falhas. Foram realizadas

análises visuais, análise da morfologia da fratura através da microscopia óptica e eletrônica de

varredura. Posteriormente o material foi caracterizado metalurgicamente através de

metalografia, análise química por espectrometria de emissão óptica, ensaio de dureza, ensaio

de tração e construção do diagrama de fadiga do componente.

Foi possível através dos ensaios realizados estabelecer os fatores que mais importância

tiveram no processo de fadiga. A falha por fadiga se deu por flexão na região que recebe

maior solicitação. Analisando a resistência à fadiga do componente, verificou-se que o fator

de segurança frente à solicitação é baixo. Outro fator que contribuiu para o início do processo

de fadiga foi o acabamento superficial aliado a oxidações oriundas da fabricação do

componente.

INTRODUÇÃO

O eixo viga tubular rompeu em ENSAIO DE VERIFICAÇÃO DE FADIGA POR

FLEXÃO VERTICAL EM EIXO VEICULAR AUXILIAR. O componente pode ser

observado na figura 271. O ensaio foi realizado segundo a metodologia da norma

NBR6744/87, com valores de carga mais elevados. A metodologia seguida para as análises de

falha realizadas segue o proposto pela literatura. Neste trabalhou a metodologia consistiu em

análise visual macroscópica, análise da morfologia da fratura em lupa de baixo aumento,

análise no MEV (Microscópio Eletrônico de Varredura), análises metalográfica e de

composição química, ensaios de dureza, ensaios de tração e construção do diagrama de fadiga

do componente.


Figura 271– A Região 1 indica o início da fratura e a Região 2 indica a propagação da fratura próxima à solda da haste lateral. Aumento: 0,2x.

ANÁLISE MACROSCÓPICA

A análise visual em lupa de baixo aumento indicou que a fratura ocorreu por fadiga em

flexão. Foram observadas regiões distintas na superfície da fratura, como mostra a figura

272A, onde a região 1 é o início da fratura, a região 2 as proximidades da solda da haste

lateral, a região 3 apresenta marcas de sargento e a região 4 estrias. A região de início da

fratura não tem relação com o processo de soldagem como mostra a figura 272B. As estrias da

superfície foram ocasionadas pela elevada taxa de deformação, de acordo com a figura 293.

Na região próxima à solda ocorreu apenas propagação da fratura, como demonstra a figura

274. A superfície lateral externa do eixo, junto a região do início da falha (região 1), também

foi analisada e não apresentou irregularidades, conforme figura 275A. Conforme indicado na

figura 275B, uma pequena marca na superfície do eixo é a região em que iniciou a trinca.

Figura 272– Em A, a região 1 indica o início da fratura, a região 2 é próxima à solda da haste lateral, a região 3 mostra as marcas de sargento e a região 4 as estrias da superfície. Em B a seta indica a região de início da fratura. Aumento: 0,6x.


Figura 273- A seta 1 mostra as marcas de sargento e a seta 2 as estrias da superfície da fratura. Aumento: 0,6x.

Figura 274- Região próxima à solda da haste lateral. Aumento: 0,6x.

Figura 275- Em A, superfície lateral externa do eixo, sendo que a seta indica o início da falha. Aumento: 1,2x. Em B, vários pontos de nucleação da fadiga e a seta indica uma pequena marca concentradora de tensões.


ANÁLISE MICROSCÓPICA DA FRATURA

Foram analisadas no MEV (Microscópio Eletrônico de Varredura) duas amostras

retiradas do início da fratura dos dois lados do eixo e uma amostra retirada da região próxima

a solda da haste lateral. Os resultados das análises nas amostras retiradas do início da fratura

podem ser observadas nas figuras 276A, 276B e 277A, onde são mostrados uma trinca

secundária, estrias de fadiga e um degrau do material, respectivamente. Os resultados da

terceira amostra são mostrados na figura 277B, onde se destaca o coalescimento de

microcavidades.

Figura 276– Em A observa-se uma trinca secundária e em B estrias de fadiga.

Figura 277– Em A é mostrado um degrau do material na região de início da fratura. Em B é mostrado o coalescimento de microcavidades na região próxima à solda.

ANÁLISE METALOGRÁFICA

Foram preparados corpos de prova retirados da região próxima ao início da fratura. A

microestrutura encontrada é formada, basicamente, por ferrita e perlita, como observado na

figura 278A. O material apresenta uma estrutura bandeada, típica de laminação,, como


mostrado na figura 278B. Na superfície aparece uma camada de aproximadamente 30µm

formada por ferrita, como mostra a figura 279A. Abaixo desta camada ferrítica encontra-se

uma camada de óxidos, de acordo com a figura 279B.

Figura 278– Em A é mostrada a microestrutura do eixo formada por ferrita e perlita. Aumento 1000x; ataque Nital 3%. Em B observa-se uma estrutura bandeada, típica de laminação. Aumento: 100x; ataque Nital 3%.

Figura 279- Em A é mostrada a camada de ferrita na superfície da amostra. Aumento: 100x; ataque: Nital 3%. Em B a seta indica a camada de óxido. Aumento: 500x; ataque: Nital 3%.

ANÁLISE QUÍMICA

A análise química foi realizada em uma amostra, com uma média de três análises,

utilizando-se Espectrômetro de Emissão Ótica. Os resultados obtidos estão de acordo com a

especificação, e são apresentados na tabela 14.


Tabela 14 – Resultados da análise química.

ELEMENTO C Si Mn Cr Ni Cu Mo S P Al Ti

Percentual da análise

química

0,223 0,329 1,64 0,184 0,014 <

0,010

0,019 0,005 0,01 0,017 0,005

Percentual da

especificação

0,18/

0,26

0,60 1,7 0,20 - - - 0,05 0,05 - -

ENSAIO DE DUREZA

O ensaio de dureza foi realizado na escala Brinell (HB), utilizando-se uma carga de

62,5kgf, esfera de 2,5mm e obtendo-se como resultado a média de 182HB. Este valor está de

acordo com a especificação, cujo valor mínimo é de 150HB.

ENSAIO DE TRAÇÃO

Foram confeccionados três corpos de prova conforme a Norma ASTM E8M,

utilizando-se diâmetro de 4mm. Os resultados dos testes foram 390 MPa para tensão de

escoamento e 620MPa para tensão de ruptura. Os valores especificados são de 600MPa para a

tensão de ruptura e 440MPa para o limite de escoamento.

DIAGRAMA DE FADIGA

Para relacionar os valores de tensão aplicada e a resistência à fadiga do eixo, foi

construído o diagrama conforme a teoria de Goodman. O diagrama informa através da tensão

média os valores de tensões a partir dos quais não ocorre ruptura de um componente.

O diagrama é determinado conhecendo-se os valores da tensão aplicada (relatório

IPT), tensão de escoamento (ensaio de tração), tensão de ruptura (ensaio de tração) e

resistência à fadiga, conforme gráfico 2.


a=1

620,4

391310,2

-310,2

a=2

Gráfico 2 – Diagrama de Goodman.

Cálculo da resistência à fadiga do componente

Utilizando a teoria de Shigley (1)(4) foi avaliada analiticamente a resistência à fadiga do eixo.

Se = Ka Kb Kc Kd Ke Se' (1)

Se : resistência à fadiga do componente

Se’ : resistência à fadiga do material

Ka : fator de superfície

Kb : fator de tamanho

Kc : fator de carga

Kd : fator de temperatura

Ke : fatores diversos.

Resistência à fadiga do material (Se')

Conforme o Diagrama de Goodman a resistência à fadiga do material permaneceu em

torno da tensão de escoamento (σe), ou seja, 391MPa. Este valor foi determinado pelo

parâmetro angular (a = Pmáximo/Pmédio).


Fator de superfície (Ka)

Segundo a literatura o fator de superfície pode ser calculado para eixo forjado a frio e

assume valores de Ka igual a 0,82, considerando que a tensão de ruptura do material é

620MPa.

Fator de tamanho (Kb)

Considerando o efeito da superfície e flexão determinou-se Kb a partir do diâmetro

externo do componente, como sendo 0,75.

Os fatores de carga (Kc), de temperatura (Kd) e de entalhe (Ke) foram considerados

igual a 1.

A resistência à fadiga do componente (Se) calculada foi de 240,5MPa.

Coeficiente de segurança

O coeficiente de segurança (Sg) foi calculado considerando a resistência à fadiga do

componente (Se) sobre a solicitação empregada, de acordo com a equação 2. Para o cálculo da

solicitação utilizou-se o momento fletor (Mf) sobre o momento resistente (Wf) de acordo com

as equações 3, 4 e 5.

Sg = Se/S (2)

Sg: coeficiente de segurança

Se: resistência à fadiga do componente

S: solicitação empregada

S = Mf/Wf (3)

Mf: momento fletor

Wf: momento resistente

Mf = Pmáximo x L (4)

Pmáximo: carregamento máximo*

L: distância de aplicação do carregamento máximo*

*Valores obtidos do ensaio de fadiga do componente.

Wf =I/R=(π/64)(D4-d4)/R (5)


I: momento de inércia

R: raio externo

D: diâmetro externo

d: diâmetro interno

O valor encontrado para o coeficiente de segurança foi de 0,6.

DISCUSSÃO DOS RESULTADOS

Quanto às informações preliminares, a carga dinâmica aplicada que resultou na fratura

é maior que a estabelecida em norma.

A norma de ensaio prevê que o tubo deve estar usinado, ou seja, isento de

imperfeições superficiais.

Quanto à análise da fratura, observou-se que esta ocorreu por fadiga na região de

maior tração quando da aplicação da carga de flexão, próximo ao centro do componente.

A região de início da fratura não tem relação com o processo de soldagem. A fratura,

enfim, ocorreu como esperado. Esta informação levou a algumas hipóteses:

- Sobrecarga oriunda do ensaio, ou algum erro de montagem do ensaio;

- Sobrecarga de fadiga devido ao subdimensionamento do componente. Hipótese esta

avaliada segundo o diagrama de fadiga do componente;

- Algum defeito microestrutural;

A Norma NBR6744, item 4.3, exige um “dispositivo que permita aplicar a carga de

ensaio igualmente sobre os assentos dos feixes de molas. O dispositivo deve ser

suficientemente rígido para que não afete os resultados”. Já o ensaio realizado empregou dois

atuadores para aplicar a carga. A rigor não está atendendo o especificado pela norma, sendo

que qualquer defasagem entre a freqüência dos atuadores já acarretaria problema no ensaio.

Quanto a microestrutura, observaram-se algumas imperfeições (oxidações) superficiais

oriundas da fabricação. A microestrutura, na superfície é formada por uma fina camada

(≅30µm) ferrítica. Esta camada atua de forma a diminuir a resistência do material a nucleação

de trincas de fadiga, visto que é prevista uma microestrutura ferrítica e perlítica típica de um

aço SAE1020. O coeficiente de segurança calculado (Sg≅0,6), considerando o fator de

superfície e de tamanho, comprova o subdimensionamento quanto à fadiga.


CONCLUSÃO

Segundo a teoria analítica empregada, era prevista a falha, pois a solicitação é maior

que a resistência do componente.

A falha ocorreu por fadiga devido a flexão na região de maior solicitação. O início da

falha não teve nenhuma relação com a região da solda.

O componente apresenta baixa segurança para fadiga. Apresentou, também, uma

camada ferrítica na superfície além de oxidações oriundas da fabricação.

O componente, nas condições superficiais em que se encontra, é crítico quanto a

fadiga, considerando a solicitação empregada.

O método de ensaio, com dois atuadores independentes, pode apresentar variações na

solicitação prevista.


3 - BIBLIOGRAFIA

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