UNIVERSIDADE DE SO PAULOESCOLA DE ENGENHARIA DE SO CARLOS

INSTITUTO DE FSICA DE SO CARLOS

INSTITUTO DE QUMICA DE SO CARLOS

A A

INFLUENCIA DE PARAMETROS DE PROCESSO NOCRESCIMENTO DE TRINCAS CURTAS POR FADIGAEM CAMADA CEMENTADA DO AO DIN 20MnCr5

MAURCIO CARVALHO DA CUNHA

Dissertao apresentada rea Interunidades emCincia e Engenharia de Materiais dos Institutos deFsica e Qumica e da Escola de Engenharia de SoCarlos - Universidade de So Paulo, como parte dosrequisitos para a obteno do Ttulo de Mestre emCincia e Engenharia de Materiais.

ORIENTADORA: Prat. Dra. Lauralice de Campos F. Canale

So Carlos2000

CIsM. 11'-:S/~ . S f:'~C

Qutt. ), '.( ,:J.k.

C972i

I

Ficha catalogrfica preparada pela Seo de Tratamento

da Informao do Servio de Biblioteca - EESClUSP

Cunha, Maurcio Carvalho daInfluncia de parmetros de processo no crescimento

de trincas curtas por fadiga em camada cementada doao DIN 20MnCr5 / Maurcio Carvalho da Cunha. -- SoCarlos, 2000.

Dissertao (Mestrado) -- Escola de Engenharia deSo Carlos-Universidade de So Paulo, 2000.

rea: Cincia e Engenharia de Materiais.Orientador: Profa. Dra. Lauralice de Campos F.

Canale.

1. Cementao. 2. Jateamento por granalhas.3. Revenimento. 4. Oxidao intergranular.5. Propagao de trincas curtas por fadiga. I. Ttulo.

UNIVERSlIlADE DE SO PAULO

Cincia e Engenharia de MateriaisCaixa Postal 369 - CEP 13560-970 - So Carlos-SP - Brasil

Tel: (OxxI6) 2739589/ Ft'x: ((Jx.d6) 2739777 E-maU: er;clI(a)i(.!lc.wi/J.br

MEMBROS DA COMISSO JULGADORA DA DISSERTAO DE MESTRADO, ~DE MAURICIO CARVALHO DA CUNHA, APRESENTADA A AREA

....

INTERUNIDADES EM CIENCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS, DA EESC-

IFSC-IQSC, UNIVERSIDADE DE SO PAULO, EM 09/06/2000.

COMIssO JULGADORA:

~~~~------------------------------------------------------------------------------------ -------

Prafa. Dra. Laura/ice de Campos Franceschini Cana/e - Orientadora(EESC/USP)

L 10 r- J 0.-----------------~-----~--~--------------------------------------------------Prafa. Dra. Mario Cloro Filippini Ierordi (UNICAMP)

J' L. , I J' I{. J; .ri /)~~;~~~~-j;~-~k;-~~-~;-~~~~;----------------------------------

Aos meus pais e irmos,e Ana Cludia.

AGRADECIMENTOS

Professora Lauralice de Campos Franceschini Canale pela orientao e

apoio durante a elaborao deste trabalho.

A todos os professores do Departamento de Materiais, Aeronutica e

Automobilstica da EESC-USP, que contriburam para a realizao deste trabalho.

Mercedes-Benz do Brasil pela oportunidade e incentivo pesquisa e

desenvolvimento, em particular aos colaboradores: Ricardo Przadka, Osvaldo Facini

e Jos de Carlos do GET~Adelino Peters, Paulo Mendes, Renato Bueno e Jos Rocha

do GED~Mauro Paraso, Charles Conconi, Roque, Virdulino e Eizi do CTQ.

Jos Cndido de Souza Neto, da EATON, pelas medidas de tenso residual.

A todos os colegas e funcionrios do Departamento de Materiais, Aeronutica

e Automobilstica da EESC-USP, pela amizade e apoio.

Coordenadoria de Aperfeioamento de Pessoal de Nvel Superior - CAPES,

pela bolsa de estudo concedida.

suMRIo

LISTA DE FIGURAS .

LISTA DE TABELAS 0 VI

LIST A DE ABREVEATURAS, SIGLAS E SMBOLOS Vl1l

RES UMO o Xl

AB STRA CT o o Xll

1 INTRODUO 1

2 REVISO BffiLIOGRFICA. 3

2.1 Cementao - processo o 32.1.1 Cementao gasosa 52.1.2 Camada cementada 7

2.2 Revenimento 10

2.2.1 O processo de revenimento em peas cementadas 112.2.2 Estgios de revenimento 122.2.3 Propriedades mecnicas afetadas pelo revenimento 14

2.3 Jateamento por granalhas 172.3.1 Transformao microestrutural da austenita retida em martensita devido

ao jateamento 182.3.2 Influncia do jateamento no crescimento de trincas e em fadiga 19

2.4 Oxidao intergranular 222.4.1 Influncia da oxidao intergranular na dureza e na resistncia fadiga 242.4.2 Precaues para evitar a oxidao intergranular 26

2.5 Microestrutura e elementos de liga 282.5.1 Microestrutura 28

2.5.2 Influncia do tamanho de gro da microestrutura no desempenho de umao cementado 30

2.5.3 Influncia da austenita retida no desempenho de um ao cementado 312.5.4 Elementos de liga o 34

2.6 Comportamento em fadiga de aos cementados 372.6.1 Fadiga dos metais 372.6.2 Fadigas de alto e baixo ciclo 372.6.3 Fatores que afetam a tdiga por tlexo no ao cementado 38

2.7 Iniciao e propagao de trincas por fadiga em aos cementados 412.7. 1 Iniciao intergranular e transgranular 412.7.2 Fatores relacionados com a iniciao e propagao de trincas 412.7.3 Zonas de fratura 42

2.8 Mecnica da fratura aplicada tdiga 452.8.1 Relao da mecnica da fratura com a taxa de crescimento de trincas 472.8.2 Trincas curtas 49

3 MATERIAIS E MTODOS 51

3. 1 Corpos de prova 513.2 Tratamento trmico 53

3.2.1 Cementao e tmpera 533.2.2 Ciclos de tratamento trmico 563.2.3 Revenimento 58

3.3 Jateamento por granalhas 593.4 Anlise metalogrfica 603.5 Medidas de dureza e microdureza 613.6 Medidas de tenso residual.. 62

3.7 Ensaio de fadiga por flexo 623.8 Propagao de trincas curtas 653.9 Anlise da superficie fraturada 66

4 RES UL T ADOS 67

4.1 Anlise do ao DIN 20MnCr5 como recebido 674.1.1 Dureza superficia1. 684.1.2 Microestrutura 68

4.2 Anlise do tamanho de gro austentico aps tratamento trmico 684.3 Anlise dos resultados dos corpos de prova que passaram pelo jateamento por

granalhas 724.3.1 Dureza superficia1. 724.3.2 Perfil de microdureza 73

4.3.3 Tenso residual superficial.. 764.3.4 Microestrutura 77

4.3.5 Fadiga por flexo em quatro pontos e crescimento de trincas curtassuperficiais 80

4.3.6 Anlise das superficies fraturadas por macrogratias 914.3.7 Anlise das superticies fraturadas por microscopia eletrnica de varredura

(MEV) 934.4 Anlise dos resultados dos corpos de prova que passaram por diferentes

temperaturas de revenimento 974.4.1 Dureza superficia1. 974.4.2 Microestrutura 98

4.4.3 Fadiga por flexo em quatro pontos e crescimento de trincas curtassuperticiais 100

4.4.4 Anlise das superficies fraturadas por macrografias 1074.4.5 Anlise das superficies fraturadas por microscopia eletrnica de varredura

(MEV) 1094.5 Anlise dos resultados dos corpos de prova com diferentes profundidades de

'd - . IOXl aao lntergranu ar .4.5.1 Dureza superficiaL .4.5.2 Microestrutura .

4.5.3 Fadiga por flexo em quatro pontos e crescimento de trincas superficiais ..4.5.4 Anlise das superf1cies fraturadas por macrogratias .4.5.5 Anlise das superficies fraturadas por microscopia eletrnica de varredura

(ME V) .

5 DISCUSSO .5.1 Material como recebido .

5.2 Anlise do tamanho de gro austentico aps tratamento trmico .5.3 Corpos de prova que passaram pelo jateamento de granalhas .

5.3.1 Dureza superficial e perfil de microdureza .5.3.2 Tenso residual superficiaL .5.3.3 Microestrutura .

5.3.4 Fadiga por flexo em quatro pontos e crescimento de trincas curtassuperficiais .

5.3.5 Anlise das superflcies fraturadas por macrografias e por MEV .5.3 Corpos de prova que passaram por diferentes temperaturas de revenimento .

5.3. 1 Dureza superficiaL .5.3.2 Microestrutura .

5.3.3 Fadiga por flexo em quatro pontos e crescimento de trincas curtassuperficiais .

5.3.4 Anlise das superficies fraturadas por macrografias e por MEV. .5.4 Corpos de prova com diferentes profundidades de oxidao intergranular .

5.4.1 Dureza superficial e microestrutura .5.4.2 Fadiga por flexo em quatro pontos e crescimento de trincas curtas

superficiais .5.4.3 Anlise das superficies fraturadas por macrografias e por MEV .

5.5 Consideraes finais .

113113114115120

120

122122122123123123124

125126127127127

128129130130

130131131

6 CONCLUSES 133

7 SUGESTES PARA TRABALHOS FUTUROS 134

REFERNCIAS BffiLIOGRFICAS 135

LISTA DE FIGURAS

Figura 2.1 - Diagrama ilustrativo mostrando os tratamentos de cementao, tmperae revenimento, com os respectivos tempos e temperaturas .

Figura 2.2 - Relao entre o ponto de orvalho e a porcentagem de dixido decarbono em uma atmosfera endotrmica .

Figura 2.3 - Relao entre o ponto de orvalho e a quantidade de carbono superficialpara um ao carbono cementado em diferentes temperaturas .

Figura 2.4 - Dureza mxima obtida aps tmpera em funo da quantidade decarbono .

Figura 2.5 - Perfis de microdureza obtidos aps tmpera para 3 tempos decementao .

Figura 2.6 - Curvas mostrando a variao do perfil de dureza de um ao-carbonocementado temperado, revenido 150C e revenido 2000C .

Figura 2.7 - Dureza da martensita revenida em funo da porcentagem de carbono.. d'para varIas temperaturas e revemmento .

Figura 2.8 - Formao de carbetos de transio X e & e de cementita e durante asfases de revenimento .

Figura 2.9 - Influncia da temperatura do primeiro estgio de revenimento sobre adureza de vrios aos .

Figura 2.10 - Intluncia da temperatura de revenimento no limite de fadiga porflexo de vrios aos .

Figura 2.11 - Influncia do jateamento por granalhas no comportamento de tdigade um ao SAE 4028 cementado .

Figura 2.12 - Influncia do jateamento por granalhas no crescimento de trincassuperficiais .

Figura 2.13 - Potencial de oxidao de vrios metais .

4

6

7

8

9

10

12

13

14

15

17

19

23

ii

Figura 2.14 - Regio superficial de um ao cementado afetada pela oxidaointergranular 23

Figura 2.15 - Reduo do limite de fadiga por flexo devido ao aumento dad - o l' d 13 25OXI aao mtergranu ar aCIma e llm .

Figura 2.16 -lnfluncia da temperatura e do tempo de cementao na profundidadeda oxidao intergranular 27

Figura 2.17 - Diagrama Ferro-Carbono mostrando as microestruturas formadas apsa tmpera 29

Figura 2.18 - Diagrama mostrando um ciclo de tratamento trmico em particular oreaquecimento anterior tmpera que provoca um refinamento dos grosaustenticos 3O

Figura 2.19 - Influncia da austenita retida e do tamanho de gro austentico nolimite de fadiga de um ao cementado e temperado 33

Figura 2.20 - Relao entre a porcentagem de carbono e a dureza superficial apstmpera direta de vrios aos DIN 34

Figura 2.21 - Curva tenso x nmero de ciclos, S-N 38

Figura 2.22 - Desenho esquemtico mostrando as zonas de fratura por fadiga em umao cementado submetido flexo 43

Figura 2.23 - Modos de deformao aplicados mecnca da fratura 46

Figura 2.24 - Comportamento do crescimento de trincas por fadiga 48

Figura 2.25 - Comportamento do crescimento de trincas curtas comparada ao detrincas longas 50

Figura 3.1 - Esboo da vista lateral em corte do pinho e dos corpos de prova 51

Figura 3.2 - Pinho e diversos corpos de prova nas diferentes fases de confeco 52

Figura 3.3 - Esquema do corpo de prova e suas dimenses 53

Figura 3.4 - Corpos de prova colocados numa bandeja junto coroas de diferencialantes da entrada no fomo para cementao 54

Figura 3.5 - Fomo de cementao gs AICHELIN e suas seis zonas principais 54

Figura 3.6 - Equipamento de jateamento por granalhas com base giratria 60

Figura 3.7 - Ensaio de tdiga em quatro pontos 63

111

Figura 3.8 - a) Distribuies das tenses de trao e compresso em uma barraflexionada. b) Distribuio das foras cortantes e momentos em um ensaio de flexo

quatro pontos 64

Figura 4.1 - Microestrutura do ao DIN 20MnCr5 como recebido 69

Figura 4.2 - Contorno de gro austentico de camada cementada 70

Figura 4.3 - Porcentagem dos tamanhos de gro detectada pelo programa de anlisede imagem para os gros da camada cementada 71

Figura 4.4 - Dureza superficial em funo do tempo de jateamento 72

Figura 4.5 - Perfil de dureza para 2 horas de jateamento 73

Figura 4.6 - Perfil de dureza para 30 minutos de jateamento 74

Figura 4.7 - Perfil de dureza para 5 minutos de jateamento 74

Figura 4.8 - Perfil de dureza para amostra no jateada 75

Figura 4.9 - Perfil de dureza para amostrasjateadas por 2 horas e semjateamento ..... 75

Figura 4.10 - Variao da tenso residual pelo tempo de jateamento 76

Figura 4.11 - Microestrutura do ao DIN 20MnCr5 aps tratamento trmicoa) Microestrutra da camada cementada. b) Microestrutura do ncleo 78

Figura 4.12 - Oxidao intergranular presente no ao aps os tratamentos 79

Figura 4.13 -Curva S-N para os corpos de prova do ao 20MnCr5 cementado,temperado, revenido 1600C e sem jateamento 81

Figura 4.14 -Crescimento de trinca registrada por rplicas de acetato em um corpode prova revenido 160C e sem jateamento 83

Figura 4.15 - Crescimento de trincas para amostras jateadas por duas horas 84

Figura 4.16 - Crescimento de trincas para amostras jateadas por uma hora 85

Figura 4.17 - Crescimento de trincas para amostras jateadas por 30 minutos 86

Figura 4.18 - Crescimento de trincas para amostras jateadas por 15 minutos 87

Figura 4.19 - Crescimento de trincas para amostras j ateadas por 5 minutos 88

Figura 4.20 - Crescimento de trincas para amostras sem jateamento 89

iv

Figura 4.21 - Resultados comparativos do crescimento de trincas para todos ostempos de jateamento 90

Figura 4.22 - Macrografias das superficies fraturadas. a) Amostrajateada por 2horas. b) Amostra sem jateamento 92

Figura 4.23 - Regio fraturada prxima superficie. Fratura intergranular.a) Amostra jateada por 2 horas. b) Amostra no jateada 94

Figura 4.24 - Regio de interface camada cementada-ncleo com fraturatransgranular e coalescncia de microcavidades. a) Amostra jateada por 2 horas.b) Amostra no jateada 95

Figura 4.25 - Regio do ncleo da amostra com fratura final dctil. Fratura decoalescncia de microcavidades. a) Amostra jateada por 2 horas. b) Amostra noj ateada 96

Figura 4.26 - Variao da dureza superficial devido s mudanas na temperatura derevenimento. A temperatura de revenimento O representa o material no revenido .... 97

Figura 4.27 - Microestrutura do ao DIN 20MnCr5 aps tratamento trmico. AtaquenitaI2%. a) Microestrutra da camada cementada. b) Microestrutura doncleo 99

Figura 4.28 - Oxidao intergranular presente no ao aps o revenimento 100

Figura 4.29 - Crescimento de trincas para amostras no revenidas 102

Figura 4.30 - Crescimento de trincas para amostras revenidas 1200C 103

Figura 4.31 - Crescimento de trincas para amostras revenidas 160C 104

Figura 4.32 - Crescimento de trincas para amostras revenidas a 250C 105

Figura 4.33 - Resultados comparativos para diferentes temperaturas derevenimento 106

Figura 4.34 - Macrografia da superficie fraturada de um corpo de prova semrevenir. 107

Figura 4.35 - Macrografia da supertlcie fraturada de um corpo de prova revenido 120C 108

Figura 4.36 - Macrografla da superficie fraturada de um corpo de prova revenido 160C 108

Figura 4.37 - Macrografia da superficie fraturada de um corpo de prova revenido 250C 109

v

Figura 4.38 - Regio fraturada prxima supert1cie. Fratura intergranular.a) Amostra revenida 2500C. b) Amostra revenida 160C. 110

Figura 4.39 - Regio de interface camada cementada-ncleo com fraturaintergranular, transgranular e coalescncia de microcavidades. a) Amostra revenida 2500C. b) Amostra revenida 160C 111

Figura 4.40 - Regio do ncleo da amostra com fratura final dctil. Fratura decoalescncia de microcavidades. a) Amostra revenida 250C. b) Amostra revenida 160C 112

Figura 4.41 - Oxidao intergranular de aproximadamente 10 llm 114

Figura 4.42 - Oxidao intergranular de aproximadamente 20 llm 115

Figura 4.43 - Crescimento de trincas para amostras com 20 llm de oxidao 117

Figura 4.44 - Crescimento de trincas para amostras com 10 llm de oxidao 118

Figura 4.45 - Resultados comparativos para diferentes profundidades de oxidao .... 119

Figura 4.46 - Regio fraturada prxima superficie. Amostra com 20 llm deoxidao 121

Figura 4.47 - Regio fraturada prxima superficie. Amostra com 10 llm deoxidao 121

VI

LISTA DE TABELAS

Tabela 3.1 - Composio qumica do ao 20MnCr5 conforme a norma para aos decementao DIN 17210 .

Tabela 3.2 - Ciclo de tratamento trmico para o conjunto de corpos de provautilizados no estudo da intluncia do jateamento por granalhas .

Tabela 3.3 - Ciclo de tratamento trmico para o conjunto de corpos de provautilizados no estudo da influncia de diferentes temperaturas de revenimento .

Tabela 3.4 - Ciclo de tratamento trmico para o conjunto de corpos de provautilizados no estudo da influncia da oxidao intergranular.. .

Tabela 3.5 - Temperatura de revenimento para o conjunto de corpos de provautilizados no estudo da influncia de diferentes temperaturas de revenimento .

Tabela 3.6 - Tempo de jateamento para os conjuntos de corpos de prova .

Tabela 3.7 - Carga mxima (Pmax), tenso mxima (crmax), amplitudes de tenso(L\cr) e razo de tenses (R=crmin/crmax) utilizados .

Tabela 4.1 - Anlise qumica do ao DIN 20MnCr5 utilizado no estudo da oxidaointergranular .

Tabela 4.2 - Anlise qumica do ao DIN 20MnCr5 utilizado no estudo do. d .reverumento e o Jateamento .

Tabela 4.3 - Dureza superficial para os corpos de provajateados .

Tabela 4.4 - Vida total (Nt) e amplitude de tenso (L\cr) para o ensaio de tdigainiciaL .

Tabela 4.5 - Vida total (Nf) para o ensaio de fadiga dos corpos de provajateados .....

Tabela 4.6 - Temperatura de revenimento por dureza superficiaL .

53

57

57

58

59

59

65

67

67

72

80

82

97

Tabela 4.7 - Vida total (Nt) para o ensaio de fadiga dos corpos de prova revenidos ... 101

vii

Tabela 4.8 - Dureza superficial para diferentes profundidades de oxidaointergranular. 113

Tabela 4.9 - Vida total (Nf) para o ensaio de fadiga dos corpos de prova comoxidao intergranular 116

LISTA DE ABREVIATURAS, SIGLAS E SMBOLOS

V1l1

daldN

d2c/dN

2c

2Cmdio

'Y

X

8

J..Lm

IX

Kmin

K

Kc

HB

HRB

HRC

HV

AISI

ASM

ASTM

b

C

DIN

h

American lron and Steellnstitute

American Society for MetaIs

American Society for Testing and MateriaIs

largura do corpo de prova

fator de geometria do material e da trinca/constante de Paris

Deutsches lnstitut fur Normung

altura do corpo de prova

dureza Brinell

dureza Rockwell B

dureza Rockwell C

dureza Vickers

fator de intensidade de tenso

fator de intensidade de tenso crtico

fator de intensidade de tenso do modo I

fator de intensidade de tenso mnimo

fator de intensidade de tenso mximo

distncia entre apoios internos

L distncia entre apoios externos

m inclinao da reta

mm milmetros

Ms temperatura de incio da formao de martensita

Mf temperatura final da formao de martensita

MEV microscopia eletrnica de varredura

MTS Material Testing System

N nmero de ciclos

Nr vida total

P carga

Pmin carga mnima

PmlX carga mxima

P.o. ponto de orvalho

R razo de tenses/razo do fator de intensidade de tenses

SAE Society of Automotive Engineers

S-N curva tenso-vida

Z zonas do fomo de cementao

x

Xl

RESUMO

CUNHA, M.C. Influncia de parmetros de processo no crescimento de trincascurtas por fadiga em camada cementada. So Carlos, 2000. 142p. Dissertao(Mestrado) - rea lnterunidades em Cincia e Engenharia de Materiais,Universidade de So Paulo.

Os tratamentos de cementao, tmpera, revenimento e jateamento por

granalhas so muito utilizados na produo seriada de peas da indstria

automobilstica, como engrenagens e eixos. Variaes destes processos podem

influenciar a vida em fadiga por flexo dos componentes descritos. O objetivo deste

trabalho foi estudar a influncia de variaes no tempo de jateamento por granalhas,

variaes na temperatura de revenimento e de diferentes profundidades de oxidao

intergranular, no crescimento de trincas curtas por fadiga na camada cementada do

ao DIN 20MnCr5. Para isso foram feitos ensaios de fadiga por flexo em quatro

pontos, utilizando corpos de prova de seo retangular e sem entalhe. Para o

acompanhamento do crescimento de trincas curtas foi utilizado o mtodo de rplicas

de acetato. Foram estudados seis nveis de jateamento, quatro nveis de revenimento

e dois nveis de oxidao intergranular. Como resultados principais, foram obtidas

curvas de comprimento de trinca por nmero de ciclos e taxa de crescimento de

trinca por tamanho mdio da trinca. Amostras jateadas entre trinta minutos e uma

hora, revenidas 160C e com oxidao intergranular por volta de dez mcrons,

apresentaram os melhores resultados em relao vida em fadiga.

Palavras-chave: cementao; jateamento por granalhas; revenimento; oxidao

intergranular; propagao de trincas curtas por fadiga.

xii

ABSTRACT

CUNHA, M. C. The influence of manufacturing process parameters on short fatiguecrack growth in a carburized case. So Carlos, 2000. 142p. Dissertao (Mestrado)- rea Interunidades em Cincia e Engenharia de Materiais, Universidade de SoPaulo.

Carburizing, quenching, tempering and shot peening treatments are often used

in mass production of automotive parts, such as gears and shafts. Changes in these

treatments can influence the bending fatigue life of these parts. The purpose of this

study was to measure the influence of different shot peening times, different

tempering temperature and different internal oxidation depths, on the short fatigue

crack growth in case carburized DIN 20MnCr5 steel. Four-point-bend fatigue tests

were carried out in rectangular section specimens without notch. The surface short

crack growth was monitored by means of acetate replication technique. Six levels of

shot peening, four levels of tempering temperatures and two levels of internal

oxidation were studied in this work. Crack length versus number of cycles and crack

growth rate versus mean crack length were obtained as principal results. Shot

peening from 30 minutes to one hour, tempering at 160C and a lO~m depth of

internal oxidation showed the best results in fatigue life.

Keywords: carburizing; shot peening; tempering; internal oxidation; short fatigue

crack propagation.

1INTRODUO

Os tratamentos termoqumicos so bastante usados quando se deseja reunir

num nico componente as propriedades de alta dureza superficial com ncleo tenaz,

requisitos necessrios para peas que trabalham com solicitaes de choque e

desgaste.

H diversos tipos de tratamentos onde o aumento da dureza superficial

obtido atravs da introduo, por difuso, de elementos qumicos que se combinaro

com os elementos que compe o ao, gerando intermetlicos de alta dureza.

Segundo CHIAVERINI (1985), tais tratamentos podem ser feitos em meios

slidos, lquidos ou gasosos. Em funo destes meios e das reaes qumicas que

ocorrem, os tratamentos termoqumicos mais comuns so:

- Cementao: o elemento principal deste tratamento o carbono que

adicionado a um metal de baixo carbono atravs da cementao slida,

lquida ou gasosa;

- Nitretao: neste tratamento, o endurecimento superficial promovido pelo

nitrognio que se combina com elementos presentes no ao e forma nitretos

de elevadas dureza e resistncia ao desgaste;

- Sulfonitretao: uma varivel da nitretao que consiste em adicionar-se

enxofre, alm de nitrognio e carbono;

- Cianetao: adiciona-se carbono e nitrognio na superficie;

- Carbonitretao: uma modificao da cementao a gs, pois a atmosfera

cementante neste caso enriquecida com amnia;

2

- Boretao: neste processo o elemento endurecedor o boro que se difunde

pelo ao formando o boreto de ferro.

Para engrenagens, eixos e outros elementos de transmisso, a cementao o

processo de tratamento termoqumico mais utilizado para a obteno das

caractersticas mecnicas necessrias. Segundo DIESBURG (1978) a cementao

tem sido usada para melhorar a durabilidade de componentes de ao sujeitos

tenses de flexo repetidas. A introduo de carbono na superficie de aos, de

maneira controlada, combinada com os subsequentes tratamentos de tmpera e

revenimento, aumentam significativamente o limite de resistncia fadiga do

material. GENEL & DEMIRKOL (1999) explicam que as superficies das estruturas

so as regies mais susceptveis para a fadiga por fratura, e as trincas por fadiga so

geralmente iniciadas na superficie. Neste processo, as trincas curtas apresentam um

comportamento diferente quando comparadas s trincas longas.

o objetivo deste trabalho estudar a influncia de tratamentos trmicos e

superficiais no crescimento de trincas curtas. Sero verificados como o jateamento

por granalhas, variaes na temperatura de revenimento e a oxidao intergranular,

influenciam as propriedades de fadiga por flexo em camada cementada do ao DIN

20MnCr5, atravs do estudo do crescimento de trincas curtas.

o trabalho, feito em conjunto com a Mercedes-Benz do Brasil, foi realizadoutilizando-se o mesmo ao de coroas e pinhes de diferencial de caminhes, e as

amostras foram tratadas da mesma maneira que as peas produzidas na indstria,

visando obter resultados que possam ser aplicados.

3

2 REVISO BIBLIOGRFICA

2.1 Cementao - processo

A cementao um processo termoqumico que objetiva aumentar a dureza e

a resistncia ao desgaste superficial dos aos, mantendo um ncleo dctil e tenaz.

Estas caractersticas so necessrias para peas que devero resistir ao desgaste e

choques, como engrenagens e eixos. No processo de cementao tem-se um aumento

do teor do elemento qumico carbono numa camada superficial do ao. Isto feito

mantendo-se a pea num meio rco em carbono altas temperaturas durante um certo

tempo, partindo de um ao de baixo carbono. O uso de aos de baixo carbono

necessrio pois com um ncleo de baixo carbono se consegue melhor tenacidade e

resistncia ao choque, alm de uma melhor difuso de carbono no processo.

Geralmente aps a cementao seguem-se os tratamentos de tmpera e revenimento,

obtendo assim a formao de uma camada superficial com uma microestrutura

formada por martensita de alto carbono e um ncleo formado por martensita de baixo

carbono e/ou perlita e bainita. A figura 2.1 mostra um diagrama ilustrativo de um

ciclo de tratamento trmico.

4

1173 K

(9000C)

Cementao gs

3 h, 5 h, 7.5 h~Revenimento

1h

Figura 2.1 - Diagrama ilustrativo mostrando os tratamentos de cementao, tmpera

e revenimento, com os respectivos tempos e temperaturas (GENEL & DEMIRKOL,

1999).

Na cementao, o ao deve ser aquecido at o estado austentico de ferro y,

entre 900C e 950C, para que haja a maior absoro de carbono possvel. A

solubilidade do carbono aumenta com a temperatura. Geralmente desejvel aps a

cementao uma porcentagem de carbono na superficie do ao por volta de 0,8%, j

que altas concentraes de carbono so prejudiciais pois formam uma camada frgil

composta de carbetos, principalmente cementita de contorno de gro (GENEL &

DEMIRKOL, 1999).

KRAUSS (1993) destaca que o fato mais importante da cementao que

com este tratamento se torna possvel o aproveitamento da alta dureza e resistncia

da martensita de alto carbono minimizando o trincamento por tmpera, j que a

cementao induz formao de tenses residuais compressivas na superficie, que

previnem o trincamento.

o processo de cementao tambm muito benfico para o desempenho depeas que podem sofrer fraturas por fadiga. GENEL & DEMIRKOL (1999)

explicam que as superficies das estruturas so as regies mais susceptveis fratura

por fadiga, e as trincas por fadiga so geralmente iniciadas na superfcie. Portanto

5

muito importante aumentar a resistncia do material na sua superfcie utilizando

tratamentos de superfcie, mecnicos e/ou termoqumicos.

2.1.1 Cementao gasosa

o processo de cementao pode ser desenvolvido em trs meios: slido,lquido ou gasoso. Na cementao slida as peas so colocadas em um fomo, junto

cementantes slidos, como carvo de madeira aglomerado a uma soluo oleosa. A

cementao lquida obtida por uma mistura de sais fundidos, principalmente

cianeto ou cianureto de sdio. J a cementao gasosa a mais utilizada em

produo de grande escala de peas na indstria. Neste processo consegue-se

camadas cementadas de 0,2 a 1,5 mm, mantendo-se o ao de 1 a 8 horas

temperaturas entre 850C e 950C.

Na cementao gasosa, o fomo utilizado possui uma atmosfera composta por

dois gases principais: o gs veculo e o gs cementante. A funo do gs cementante

de efetivamente produzir a camada cementada, e geralmente os gases mais

utilizados so o metano (C~), o propano (C3Hs) ou uma mistura de ambos. O gs

veculo tem o papel de ser um catalizador e levar o gs cementante at o ao. Na

verdade o gs veculo uma mistura de gases que produz a chamada atmosfera

endotrmica.

Segundo o METALS handbook - heat treating (I 988) atmosferas

endotrmicas so produzidas em geradores que usam ar e gases hidrocarbonetos

como combustvel. Estes dois gases so misturados e comprimidos em uma razo

controlada e passam por um catalizador de nquel a uma temperatura de

aproximadamente 1040C (I900F) para formarem o gs endotrmico. Os gases

hidrocarbonetos usados geralmente so o metano, o propano e o butano. Utilizando o

propano, por exemplo, tem-se uma atmosfera endotrmica composta por monxido

de carbono (CO), dixido de carbono (C02), gs hidrognio (H2), metano (C~) e

vapor d' gua.

6

Os geradores de atmosfera endotrmica so controlados pelo monitoramento

do ponto de orvalho ou ponto de condensao do vapor d'gua presente no gs

produzido. A figura 2.2 mostra a relao entre a porcentagem de dixido de carbono

e o ponto de orvalho em um gs endotrmico. Em resumo, um ponto de orvalho entre

20C e -12C ir produzir um gs em equilbrio para um ao contendo de 0,2% a

0,8% de carbono numa dada temperatura de cementao. A figura 2.3 mostra a

relao entre o ponto de orvalho e a porcentagem de carbono superficial em um ao

carbono no-ligado entre as temperaturas de 815C a 925C.

100

~Q'-'O

::560 =>

O~

",

20 .s=O

~

2.0

Limite de SlIIun.o cio g

Temperatura do gerador 1065 "C (1950 8f)

0.4 0.8 1.2 1.6

Dixido de carbono (%)

-20O

Razo aproximada da mistura ar/gs natural2.5 2.15 3.0

--. 40U='-'o

~ +20>-o~

"'CI O

.s=o

~

Figura 2.2 - Relao entre o ponto de orvalho e a porcentagem de dixido de

carbono em uma atmosfera endotrmica (MET ALS HANDBOOK, 1988).

30

80

-- 20

U ~o 815 C11500 ClF)-- 60 t.,.,=I

~ +10

870 CI1600

8

As figuras 2.4 e 2.5 mostram a relao da quantidade de carbono e tempo de

cementao, respectivamente, com a dureza obtida aps a tmpera de um ao.

1000

800

700

~ .,

100J~:>ai(oole=Q

100o 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0

Quantidade de carbono (~.)

1.2

Figura 2.4 - Dureza mxima obtida aps tmpera em funo da quantidade de

carbono (BILLINGHAM, 1992).

9

800

Tempo de cementaco 1173 K

-&- 3 horas___ 5 horas-+- 7.5 horas

700

~ 600ri}

~.~ 500>~Ne 400=~

300

200

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 3.0Distncia da superfcie (mm)

Figura 2.5 - Perfis de microdureza obtidos aps tmpera para 3 tempos de

cementao (GENEL & DEMIRKOL, 1999).

A profundidade da camada cementada um fator muito importante e que

deve ser controlado. FETT (1988) concluiu que a camada cementada, principalmente

diferentes profundidades de camada, afetam diretamente as propriedades dos aos

cementados SAE mais comuns. Alm disso, para grandes profundidades de camada,

no h ganho aprecivel na resistncia fadiga, podendo existir at risco da baixa

resistncia mecnica.

Segundo KRAUSS (1993), normalmente, por volta de 4 horas

925C/1697F o suficiente para produzir uma camada cementada de profundidade

de aproximadamente 1,mm. Em contraste, num processo de nitretao, para atingiruma camada de 1,0 mm, levaria mais de 70 horas.

10

2.2 Revenimento

o revenimento um tratamento posterior tmpera, com o objetivo deaumentar a tenacidade dos aos, diminuindo as tenses internas resultantes da

tmpera. Neste tratamento ocorre uma conseqente diminuio da dureza e

resistncia, que funo da temperatura de tratamento utilizada. O revenimento d

ao material caractersticas mais adequadas de servio comparado ao material sem

este tratamento. Segundo KRAUSS (1995a) o revenimento diminui a dureza da

martensita na camada cementada por causa do alvio do carbono supersaturado e do

alvio de tenses, aumentando a tenacidade. A figura 2.6 mostra a influncia do

revenimento no perfil de dureza de um ao carbono cementado e temperado.

300

Microestruturada camada

Martensitaem forma de

placa

~ Interface

I '....dol ..i..0.2

6S

G

60~U

30

Figura 2.6 - Curvas mostrando a variao do perfil de dureza de um ao-carbono

cementado temperado, revenido 150Ce revenido 200C (KRAUSS, 1995a).

11

2.2.10 processo de revenimento em peas cementadas

Segundo PARRISH (1980) o revenimento feito aps a cementao e a

tmpera e consiste em aquecer o ao entre 140C e 250C, sendo mais comum o

aquecimento entre 150C e 200C, por um perodo de 2 a 10 horas e seguido por um

resfriamento geralmente ao ar. Alguns autores como GRANGE et aI. (1977)

realizaram estudos com altas temperaturas de revenimento. Neste trabalho, quando

ligas ferro-carbono so revenidas por volta de 700C (1300F), o aumento da dureza

mnimo quando relacionado com a quantidade de carbono, como mostra a figura

2.7. Com o aumento da quantidade de carbono, as partculas de cementita, que se

formam devido alta temperatura de revenimento, tornam-se maiores em vez de

mais numerosas; portanto, a distncia mdia entre as partculas, que influi

principalmente na dureza, muda muito pouco.

12

700

o 0.2 04 0.6 0.8

Quantidade de carbono (%)1.0

Figura 2.7 - Dureza da martensita revenida em funo da porcentagem de carbono

para vrias temperaturas de revenimento (GRANGE et al., 1977).

2.2.2 Estgios de revenimento

Alguns autores dividem o tratamento de revenimento em trs estgios

principais, dependendo da faixa de temperatura. O primeiro estgio, segundo

SAEGLITZ & KRAUSS (1997), a faixa de revenimento baixa temperatura, entre

100C e 200C. Neste estgio, a supersaturao de carbono da martensita recm

temperada aliviada pela precipitao de carbetos de transio. PARRISH (1980)

explica que devido ao rpido resfriamento na tmpera, o carbono mantido

intersticialmente no reticulado cristalino ao invs de formar carbetos estveis,

atingindo sua condio de equilbrio. A aplicao de calor durante o primeiro estgio

13

de revenimento altera o estado de energia, de forma que o carbono se difunde e

alcana uma condio mais prxima do equilbrio. Entretanto antes do carbono

formar carbetos mais estveis como a cementita (Fe3C), h a formao de carbetos de

transio, como os carbetos psilon (e), com estrutura hexagonal e carbetos eta (X),

com estrutura ortorrmbica. A figura 2.8 mostra a formao de tais carbetos.

Tambm associados com os carbetos de transio existem altas densidades de

discordncias que so produzidas por deformao que acompanha as transformaes

martensticas e o revenimento subsequente. KRAUSS (1993) mostra que o principal

componente microestrutural formado na camada cementada neste estgio a

martensita revenida baixa temperatura (LTT martensite - Low temperature

tempered martensite).

8E

5

Tempo derevenimento 3

(horas)

1150 20 250-~ 300 350 400 450

Temperatura de revenimento (0C)

Figura 2.8 - Formao de carbetos de transio X e e e de cementita e durante as

fases de revenimento (PARRISH, 1980).

o segundo estgio do revenimento ocorre entre 200C e 250C e a principalcaracterstica deste estgio a transformao da austenita retida em martensita.

Segundo KRAUSS (1993) revenir temperaturas entre 150C e 200C no causa a

transformao da austenita retida. Para temperaturas de revenimento maiores, h a

ocorrncia da formao de cementita e esferoidizao de outros carbetos, que podem

se precipitar no contorno das agulhas de martensita, fragilizando a martensita

revenida; atingindo-se assim, o terceiro estgio do reveniemto, onde as durezas

resultantes so menores.

14

2.2.3 Propriedades mecnicas afetadas pelo revenimento

A propriedade mecnica de um ao mais afetada aps o tratamento de

revenimento a dureza. As mudanas de dureza variam com a mudana de

temperatura e do tempo de revenimento. No incio deste tratamento, a dureza cai

acentuadamente mas a partir de 2 horas a queda de dureza diminui. PARRISH (1980)

acrescenta que o revenimento abaixo de 100C no modifica de forma acentuada a

dureza e a resistncia fadiga de materiais cementados, mas entre 100C e 200C h

uma progressiva reduo do limite de fadiga e da dureza conforme a temperatura

aumenta. A figura 2.9 exemplifica a influncia da temperatura de revenimento sobre

a dureza.

900f

\

SAE 8620

~~~

En 36

En36

:t i I En 352~ ~

En 36-700 En36I \600\

50

100 200o 150

Temperatura de renDimento (OC)

Figura 2.9 - Influncia da temperatura do primeiro estgio de revenimento sobre a

dureza de vrios aos (PARRISa 1980).

Nos trabalhos de GRANGE et aI. (1977) h uma estimativa da dureza da

martensita revenida com qualquer quantidade de carbono. Para se estimar o aumento

da dureza produzida por outros elementos alm do carbono, preciso de vrios

grficos quantitativos para cada elemento de liga. O mtodo de avaliao

desenvolvido, usando um ao com 0,2% de carbono, parece funcionar tambm para

15

aos de mdio e alto carbono tanto quanto para os de baixo carbono. Isto indica que

o efeito quantitativo de cada elemento de liga independente da quantidade de

carbono, pelo menos na faixa de 0,2% a 0,8% de carbono.

Alm da dureza, outras propriedades mecnicas tambm so afetadas pelo

revenimento, como por exemplo, a tenacidade. TAV ARES (1999) analisou um ao

0.12C-0.82Mn temperado em gua, que pde ter a tenacidade aumentada por um

tratamento de revenimento entre 200C e 300C. Tambm o limite de elasticidade e o

limite de ruptura decaem linearmente com o tratamento de revenimento na faixa de

100C a 300C.

Variaes no revenimento tambm influenciam as propriedades de fadiga e

fratura dos metais. Segundo FETT (1998), que estudou vrios aos do tipo SAE, um

revenimento por volta de 180 aumenta a vida em fadiga de baixo-ciclo enquanto que

a vida em alto-ciclo no afetada. Outros trabalhos mostraram que h um aumento

da vida em fadiga em aos revenidos entre 200C e 250C (segundo estgio de

revenimento) devido ao incio da transformao da austenita retida. A figura 2.10

ilustra este fato.

ri)= 1001~ (rr--1981"Cj .-I:J,., 8Of- "V~ .. ~784= -~=-

~1588 "s

_ .... 60 ~ 5~ 5 392 ~.ifi~ 40V 18 CrNi8-=~6 16 MnCr5~- O Ck 15 ~ 20 1196-= ~:=

.5o'

III10,...J

200400600Temperatura de revenimento eC)

Figura 2.10 - Influncia da temperatura de revenimento no limite de fadiga por

flexo de vrios as (PARRISH, 1980).

16

SAEGLITZ & KRAUSS (1997) mostraram em ensaios de trao, que em

aos contendo mais que 0,5% de carbono, a fratura da martensita revenida, baixa

temperatura, (LTT martensite) dctil, ocorrendo por nucleao, crescimento e

coalescncia de microcavidades em incluses e em partculas de carbetos retidas

aps a austenitizao. Os testes de trao mostraram que a susceptibilidade para a

fratura intergranular de aos com martensita revenida baixa temperatura aumenta

com o aumento da quantidade de carbono, e que 0,5% de carbono o limite de

transio entre as fraturas dctil e intergranular. Em todos os casos estudados, os

valores de dureza e do limite de resistncia mostraram uma pequena diminuio com

o aumento do tempo a uma mesma temperatura (10 minutos, 1 hora e 10 horas).

Quase todas as medidas de ductilidade diminuram com o aumento da quantidade de

carbono nos aos com martensita revenida baixa temperatura. J os aos revenidos

em altas temperaturas, por um longo perodo, no falharam por fratura intergranular,

talvez por causa do alvio das tenses residuais resultantes do tratamento.

Porm outros autores dizem que, em aos com martensita revenida baixa

temperatura contendo mais que 0,5% de carbono em massa, a fratura acontece por

mecanismos intergranulares frgeis associados segregao de fsforo e tambm

formao de carbetos nos contornos de gros austenticos durante a austenitizao e a

tmpera. Alguns trabalhos mostraram que, aparentemente, a concentrao de fsforo

e cementita nos contornos de gro da austenita anterior tmpera, em aos 4340, foi

suficiente para causar fratura intergranular (SAEGLITZ & KRAUSS, 1997).

Segundo STRENG, H. et aI. (1989), um revenimento adequado tambm pode

melhorar as caractersticas de fadiga de um material. Isto possvel pois durante o

revenimento pode haver uma efuso de hidrognio do metal. O hidrognio

absorvido durante a cementao e causa fragilidade ao material, diminuindo sua

tenacidade.

17

2.3 Jateamanto por granalhas

Segundo PARRISH (1980) o jateamento por granalhas ou shot-peening um

processo de endurecimento mecnico no qual a superficie de um componente

bombardeada por uma enorme quantidade de projteis esfricos metlicos com

suficiente velocidade para produzir uma zona de deformao plstica superficial.

Este trabalho frio provoca um aumento na dureza e na resistncia do material na

camada deformada, aumentando a resistncia fadiga por flexo. O jateamento

tambm induz a transformao da austenita retida em martensita, reduz o tamanho

mdio das placas de martensita devido deformao, aumenta a densidade de

discordncias e pode eliminar os efeitos ruins da oxidao intergranular e da

descarbonetao. SlEBER (1992) tambm mostra que o jateamento pode aumentar a

rugosidade superficial.

Vrios autores como DE LOS RIOS et aI. (1996), KIM et aI. (1981), SlEBER

(1992) e WIDMARK & MELANDER (1999) citam que o fator chave no aumento da

vida em fadiga de componentes jateados a criao de tenses altamente

compressivas na superficie e imediatamente abaixo desta. A figura 2. 11 compara as

curvas S-N de um ao jateado e outro sem jateamento exemplificando a influncia do

jateamento na vida em fadiga.

SAE 4028 cementado

Jateado

Nojateado

10. 105

Ciclos

18

Figura 2.11 - Influncia do jateamento por granalhas no comportamento de fadiga de

um ao SAE 4028 cementado (KIM et al., 1981).

A camada deformada, devido ao jateamento por granalhas, pode ser estimada

atravs de medidas de microdureza. Como exemplo, em DE LOS RIOS et alo (1996)

a mxima dureza devido ao jateamento, de 322 HV, foi alcanada a

aproximadamente 120 mcrons da superficie com uma subseqente queda a valores

mdios de corpos de prova no jateados - 250 HV - por volta de 350 mcrons. A

profundidade do jateamento portanto foi estimada como sendo 350 mcrons.

Atualmente o jateamento por granalhas tem sido amplamente utilizado com o

objetivo de se promover um aumento de resistncia fadiga de contato e flexo em

dentes de engrenagens cemr:1tada~ (FARIA & SILVA, 1995).

2.3.1 Transformao microestrutural da austenita retida em martensita devido

ao jateamento

Muitas vezes as transformaes das propriedades mecnicas de um ao

temperado e jateado devido transformao da austenita retida em martensita. KIM

et aI. (1981) mostram em seu trabalho que o jateamento provocou uma transformao

da austenita retida em martensita muito prximo da superficie. A profundidade na

qual as transformaes ocorreram foram menores que 0,05 mm sendo que, nos

corpos de prova jateados, a quantidade de austenita retida grandes profundidades

era a mesma comparada aos de corpos no jateados.

PARRISH (1980) mostra que em superficies cementadas contendo

quantidades de 30% de austenita retida e dureza mxima por volta de 60 HRC, a

dureza aumentou em 1 ou 2 pontos devido ao jateamento que induziu a

transformao de parte da austenita.

19

2.3.2 Influncia do jateamento no crescimento de trincas e em fadiga

Em KOCANDA1 apud KOCANDA (1998) para o crescimento de trincas

curtas em corpos de prova jateados, as fases de iniciao e propagao da trinca se

diferem completamente dos dados obtidos em corpos no-jateados. O jateamento por

granalhas pode acelerar as fases de iniciao das trincas e do crescimento da trinca

durante os primeiros estgios da vida em fadiga. Porm, a taxa de crescimento de

trincas durante o periodo de propagao da trinca e a densidade de trincas so

significativamente menores em corpos jateados.

DE LOS RIOS et alo(1995) tambm mostra que o jateamento aumenta a vida

em fadiga, atrasando a iniciao da trinca e deixando a propagao mais lenta como

mostra a figura 2.12.

2

oO

!No jateadoI

200 _ 100 800

Ciclos (xl 000)

1000

Figura 2.12 - Influncia do jateamento por granalhas no crescimento de trincas

superficiais (DE LOS RIOS et aI., 1996).

1 KOCANDA D., KOCANDA S, MILLER K.J. (1996) Inf1uence of shot-peening on short crackbehavior in a medium carbon steel. Fatigue and Fracture of Enginnering MateriaIs & Structures,\".19. n.7, p.911-9I7 apud KOCANDA, D.; KOCANDA, S.; TOMASZEK, H. (1998). Description ofshort fatigue crack growth in a shot-peened medium carbon steel. Fatigue and Fracture ofEnginnering MateriaIs & Structures, v.2I, p.977-985.

20

As taxas de propagao de trincas curtas nos corpos de prova jateados so

muito menores porque, em adio ao efeito inicial da tenso residual, a resistncia

deformao plstica na ponta da trinca muito maior devido ao trabalho frio que

provoca um aumento do nmero de barreiras nos gros altamente deformados e um

aumento na densidade de discordncias.

Segundo W ANG et aI. (1998b) as trincas por fadiga de corpos no-jateados

esto sempre localizadas na superficie, enquanto que em corpos jateados as posies

de iniciao e propagao de trincas podem variar, com trincas localizadas abaixo da

zona de tenso residual compressiva ou trincas localizadas dentro da camada

endurecida com a zona de tenso residual compressiva. Um jateamento adequado

poderia "forar" o incio de trincas da superfcie para regies subsuperficiais com a

zona de tenso residual tensiva. Os efeitos de aumento de resistncia tm relaes

com a posio das trincas. Os valores de tenso mxima de fadiga dos corpos com

iniciao de trincas abaixo da camada com tenso compressiva so sempre maiores

do que aqueles corpos com trincas superficiais.

FARIA & SILVA (1995) tambm citam que a nucleao de trincas por fadiga

de contato em engrenagens jateadas pode ocorrer na superficie ou em posies

subsuperficiais. A posio de nucleao das trincas de fadiga est relacionada com os

movimentos das superficies em contato (rolamento e deslizamento), o nvel de

incluses presente no ao, a espessura do filme de leo entre as partes e ainda as

condies superficiais das regies em contato.

Segundo PARRISH (1980) o aumento no limite de fadiga por flexo devido

principalmente tenso residual compressiva na superficie produzida pelo

jateamento que pode ser acompanhado por uma reduo da tenso compressiva

imediatamente abaixo da camada jateada. Esta tenso residual criada pelo jateamento

pode variar durante solicitaes cclicas que provocam fadiga.

21

PANHANS & FOURNELLE2 apud FARIA & SILVA (1995), num estudo

de flexo rotativa em aos cementados, mostraram que existe um relaxamento das

tenses residuais em fadiga. O alvio de tenses, denominado "shake-down" na

literatura americana, o resultado de um rearranjo das estruturas de discordncias.

J MOTOY AMA3 apud FARIA & SILVA (1995) mostra que o

comportamento das tenses residuais, ocasionadas pelo jateamento, depende do

perfil de tenses residuais prvio e da profundidade da camada cementada. Alm

disso, a magnitude, forma e deformao elstica provocada pela solicitao em

fadiga influenciam nas tenses residuais do material.

2 PANHANS, D.P.: FOURNELLE, R.A. (1981) High ciele fatgue resistence of AISI 9310 carburizedsteel with two different levels of surface retained austenite and surface residual stress. Journal ofHeat Treating, v.2, n.l apud FARIA, J.Y.; SILVA. P.S.c.P. (1995). Influncia do jateamento comgranalhas nas tenses residuais e na resistncia fadiga de contato de engrenagens. InCONGRESSO INTERNACIONAL DE TECNOLOGIA METALRGICA E DE MATERIAIS, 49.,So Paulo, 1994. Anais. So Paulo, ABM, v.3. p.lll-125.3 MOTOY AMA, M (1976). Residual stress and fatigue strengh of carburized and quenched steel. SAETechnical Paper Series. n. 761716 apud FARIA. J.Y.: SILVA, P.S.c.P. (1995). Influncia do

jateamento com granalhas nas tenses residuais e na resistncia fadiga de contato de engrenagens.ln CONGRESSO INTERNACIONAL DE TECNOLOGIA METALRGlCA E DE MATERIAIS.49 .. So Paulo, 1994. Anais. So Paulo, ABM. \".3, p.l11-125.

22

2.4 Oxidao intergranular

A oxidao intergranular ocorre durante o processo de cementao devido aos

componentes presentes na atmosfera endotrmica de um fomo de cementao gs.

Tais componentes como o dixido de carbono (C02), o monxido de carbono (CO) e

o vapor d'gua possuem como principal elemento qumico o oxignio. Este oxignio

se combina com elementos de liga no ao com um certo potencial oxidante como o

cromo, o mangans, o silcio e o prprio carbono, os quais possuem mais afinidade

para ligaes qumicas com o oxignio do que com o ferro. A figura 2.13 mostra o

potencial de oxidao de vrios metais presentes em ligas de ao.

Tipicamente uma camada oxidada chega a uma profundidade de 25 !J.m,

sendo que em casos severos pode chegar a 60 !J.m.A explicao para a profundidade

da camada que a difuso de oxignio e a formao de xidos mais lenta do que a

difuso do carbono e por isso a oxidao geralmente atinge a faixa de 10 a 25 !J.m

para uma camada cementada de 1 mm (KRAUSS, 1995d). Segundo FARIA (1993) a

oxidao intergranular de dificil controle e inerente ao processo de cementao

gasosa. A figura 2.14 mostra uma regio afetada pela oxidao intergranular.

23

Oxidao dos metais

12

10

li 9~~ 8.~ 6~ 2-;.~ OI:~ -2Q

~ -I.-6

1=H2/H20

2= COI C02

Ti

12

Si Mn

Ni

Reduo dexidos metlicos

eu

Figura 2.13 - Potencial de oxidao de vrios metais. As colunas brancas (1)

mostram a oxidao ou reduo devido aos elementos H20 e H2. As colunas

achuradas (2) mostram a oxidao ou reduo devido aos elementos C02 eCO.

(CHATTERJEE-FISCHE~ 1978) .

.~- ~,

Figura 2.14 - Regio superficial de um ao cementado afetada pela oxidao

intergranular (PARRISH, 1980)

24

2.4.1 Influncia da oxidao intergranular na dureza e na resistncia fadiga

Segundo KRAUSS (1995d) e PARRISH (1980), a oxidao de elementos de

liga na superficie de aos cementados pode causar efeitos negativos na dureza

superficial e na resistncia fadiga. Geralmente a dureza da superfcie diminui para a

regio de 58 a 60 HRC devido essa oxidao, pois os elementos da soluo slida

do ao, substitucionais e at intersticiais que do a dureza, so removidos da soluo

slida na austenita, diminuindo a temperabilidade e ocasionando a formao de

microestruturas no-martensticas (ferrita, perlita ou bainita) na regio superficial de

peas cementada e que, muitas vezes, a dureza Rockwell pode no mostrar.

WEIGAND & TOLASCIt apud PARRISH (1980) concluram que, para que

haja um decaimento no desempenho em fadiga de um ao, a dureza da superfcie

deve diminuir abaixo de 59 HRC. J BELMELBURG5 apud PARRISH (1980) achou

que uma profundidade de 6 a 1O ~m de oxidao no influencia o desempenho

fadiga por flexo quando comparado com superfcies sem oxidao. Porm,

KOZLOVSKII6 et aI. apud PARRISH (1980) concluiu que para uma oxidao acima

de 13 ~m haver uma acentuada reduo no limite de fadiga, conforme mostra a

figura 2.15. Como exemplo disto, um aumento da camada oxidada num ao C-Mn de

13 ~m para 30 ~m reduziu a resistncia fadiga em 45%.

4 WEIGAND, H.: TOLASCH, G. (1967). Dauerfestigkeitsverhalten einsatzgehrterer Proben.Harterei-Technische Mitteilungen, v.22, nA, p.330-338, Dec. apud PARRISH, G. (1980). Theinfluence oi microstructure on the properties oi case-carburized components. Ohio, ASM.5 BELMELBURG. W. (1970). Der Einfluss von Randoxydation auf die UmIaufbiegefestigkeit undstatische Biegfestigkeit einsatzgehrteter Proben. Harterei-Technische .\litteilungen, v.25. n.3, p.191-194, OC1.apud PARRISH, G. (1980). The influence oi microstructure on the properties oi case-carburized components. Ohio, ASM.6 KOZLOVSKIL I. S.; KALININ, A. T.; NOVIKOVA, A. Y.: LEBEDEVA, E. A.; FEOFANOVA,A. I. (1967). Internal oxidation during case-hardening of steels in endothennic atmospheres. MetalScience and Heat Treatment. n.3, p.157-16L Mar. apud PARRISH. G. (1980). The influence oimicrostructure on the properties oi case-carburized components. Ohio. ASM.

25

1000100 I

IIl5

I Ii\I ~900

= /"'0...1~90 ~o.."'=

rSoo}

Cosoo:ltlIi:soS"~j70~

III~ ~7oo

... t:-'t'Z qooupm ~l60 " 1'" '"'" "j'"'" 6000.60.7O.S0.91.0

Quantidade de carbono superficial. %

Figura 2.15 - Reduo do limite de fadiga por flexo devido ao aumento da oxidao

intergranular acima de 13 ~m (PARRISH, 1980).

Vrios autores como CHATTERJEE-FISCHER (1978) e KRAUSS (1993)

mostram que devido diminuio da temperabilidade na regio oxidada, h um

decaimento na tenso compressiva residual superficial podendo ocorrer at tenses

tensivas na superflcie, piorando o desempenho fadiga.

illNDENHALL & ERICSSON7 apud DOANE (1990) mediram tenses

residuais em funo da profundidade da oxidao na camada cementada e acharam

baixas tenses residuais compressivas ou mesmo tenses tensivas quando o

esgotamento de elementos de liga era evidente. Esta reduo na tenso residual pode

dar uma razovel explicao para a baixa resistncia fadiga em aos com uma

considervel oxidao intergranular.

7 HILDENWALL. B.: ERICSSON, T. (1980) The residual stresses in the soft pearlite layer ofcarburized steel. Journal of Heat Treatring. V.1. n.3. Jun. apud DOANE. D.V. (1990). Carburizedsteel- update on a mature composite. Journal ofHeat Treatment. v. 8. n. 1,p. 33-53.

26

2.4.2 Precaues para evitar a oxidao intergranular

Algumas precaues podem ser tomadas para evitar ou diminuir a formao

de oxidao intergranular. Antes do tratamento de cementao, a superfcie do ao

deve estar livre de xidos metlicos. Por isso, antes deste processo, necessrio uma

lavagem da pea com produtos qumicos especiais que removam os xidos metlicos

presentes na superfcie. A dureza superficial e a resistncia pode ser restaurada

introduzindo de 5% a 10% de amnia por aproximadamente 10 minutos na cmara

de cementao antes do fim do ciclo de cementao. Tambm pode-se reduzir a

oxidao aps a cementao e a tmpera retificando as partes oxidadas, utilizando

jateamento por granalhas ou ainda com polimento eletroltico.

Para CHATTERJEE-FISCHER (1978) outros mtodos podem ser usados

para diminuir a camada oxidada, como diminuir o tempo ou a temperatura de

cementao, pois a profundidade de oxidao ser maior quanto maior for a

temperatura ou o tempo de cementao como mostra a figura 2.16 para um ao SAE

1015.

A escolha de um ao com certos elementos de liga e em propores

adequadas tambm podem minimizar a oxidao. CHATTERJEE-FISCHER cita que

quanto maior a quantidade de silcio, maior o nmero de xidos e mais estes se

concentram pela superficie, portanto, aconselhvel um ao com baixssima

porcentagem de silcio em sua composio. Em ligas Fe-Cr os xidos s iro

aparecer com quantidades de cromo maiores que 1,3% e em ligas Fe-Mn no

observada a apario de xidos se a quantidade de Mn for menor que 0,8%.

Os efeitos da oxidao superficial podem ser reduzidos selecionando um ao

"mais ligado" de maior temperabilidade, onde a perda de elementos de liga para

formar xidos no diminuir a temperabilidade ao ponto de formar produtos no-

martensticos. Tambm, aos contendo elementos de liga que no oxidam, como Ni

ou Mo, poderiam ser escolhidos (KRAUSS, 1995d).

27

0.020SAE 1015/x1000 eQ '~ mm~ 0.016 ";:< ./Q ~ 0.012 / .~.8sooeeu "Cl~ 0.008 .. --=6 ./~ 0.004 "'"Q.; OO 2468 h 10Tempo de cementaoFigura 2.16 - Influncia da temperatura e do tempo de cementao naprofundidade da oxidao intergranular (CHATTERJEE-FISHER, 1978).

Outros fatores microestruturais tambm minimizam a fratura intergranular devido

oxidao, como o tamanho de gro da austenita inicial. PACHECO & KRAUSS

(1989) mostraram que as amostras cementadas gs com gros finos, toleram a

presena de oxidao intergranular superficial e tem melhor resistncia fadiga do

que outras sem oxidao mas com gros grosseiros.

Apesar dos problemas causados pela oxidao intergranular, ainda maIS

vantajoso economicamente o uso da cementao gs, dando adequada

temperabilidade com aos ligados com Ni e Mo para minimizar a oxidao durante a

cementao (DOANE, 1990).

28

2.5 Microestrutura e elementos de liga

2.5.1 Microestrutura

Para peas cementadas, a microestrutura que proporciona as melhores

caractersticas de resistncia produzida pelos tratamentos de tmpera e

revenimento, formando como principal constituinte na camada cementada a

martensita revenida. Devem ser evitadas como componentes microestruturais da

camada a bainita superior e grandes partculas de carbetos ou redes de carbetos pois

estes diminuem a resistncia fadiga por flexo e fadiga de contato. A quantidade

de carbono na martensita da camada varia geralmente de 0,8% a 1,0 % e diminui

gradualmente at 0,2% no centro do ao cementado. A morfologia da camada

caracterizada por placas de martensita de vrios tamanhos, sendo esta chamada de

martensita em forma de placa ou lmina, enquanto que a morfologia do ncleo

caracterizada por pequenos filamentos de martensita reunidos em grupos e arranjados

paralelamente, sendo chamada de martensita em forma de ripas. A figura 2.17 mostra

o diagrama ferro-carbono e a classificao das martensitas que se formam. A

martensita em forma de placa, por se originar da austenita de alto carbono, tem uma

maior quantidade de austenita retida do que a martensita em forma de ripas

(KRAUSS, 1978).

29

L0.2

Austenita ("f)

Ferrita (a.) + Cementita (C)I

II

600

400

J

1.9

Figura 2.17 - Diagrama Ferro-Carbono mostrando as microestruturas formadas aps

a tmpera (KRAUSS, 1978).

A microestrutura da camada externa destes aos, alm de martensita revenida

e austenita retida, tambm pode conter microtrincas, incluses, carbetos de contorno

de gro, segregao de fosfatos e xidos de superficie. J a microestrutura do ncleo

pode conter martensita revenida, bainita ou ferrita e perlita (KRAUSS, 1995a).

A grande maioria das peas cementadas, temperadas e revenidas so

revenidas entre as temperaturas de 150C e 200C, formando, como microestrutura

predominante na camada, a martensita revenida baixa temperatura (LTJ martensite

- Low temperature tempered martensite). A dureza e resistncia da martensita LTT

aumenta com o aumento da quantidade de carbono at 0,8%. Acima de 0,8% a

dureza cai devido formao crescente de austenita retida. O aumento da resistncia

da martensita LTT est associada com as altas taxas de endurecimento por tenso

(KRAUSS, 1995a).

DOANE (1990) e KRAUSS (1995b) consideram os aos cementados como

sendo materiais compostos, com uma camada extremamente dura sobre uma base de

baixo carbono, com uma dureza menor mas com elevada tenacidade, alm de possuir

na microestrutura da camada duas fases: a austenita retida e martensita revenida. A

melhor estrutura de camada cementada uma mistura de martensita de alto carbono e

30

austenita com martensita suficiente para assegurar pelo menos 57 HRC de dureza,

sendo que muitos projetistas especificam uma dureza mnima de 58 HRC.

2.5.2 Influncia do tamanho de gro da microestrutura no desempenho de um

ao cementado

Segundo PARRISH (1980), para que o ao cementado tenha um bom

desempenho essencial que o tamanho de gro seja uniforme e com granulao fina,

geralmente com tamanho mnimo entre ASTM 6 e ASTM 8. A granulao fina pode

ser conseguida adicionando elementos de liga no ao, que estabilizam o movimento

dos contornos e o crescimento dos gros, como o alumnio que inibe o crescimento

do gro austentico. Geralmente gros austenticos tem o mesmo tamanho no centro e

na superficie das peas quando temperadas aps cementadas, porm um

reaquecimento anterior tmpera, conforme mostra a figura 2.18, tambm resulta

num refinamento de gros da superfcie (KRAUSS, 1995b).

Temp.(DC)

Cementao925

800'---

SOO-

150

~, 0.5

Tmpera

Revenimento

'.. 1

I 2 Tempo (horas)

Figura 2.18 - Diagrama mostrando um ciclo de tratamento trmico em particular o

reaquecimento anterior tmpera que provoca um refinamento dos gros austenticos

(KIM & KWEON, 1996).

31

Conforme o tamanho de gro aumenta, certas propriedades do ao como

alongamento, temperatura de transio de impacto e resistncia fadiga diminuem

ou pioram. A propagao de uma trinca, por exemplo, favorecida com o

crescimento do tamanho de gro. Alm disso, componentes com gros grosseiros so

mais susceptveis distoro e ao aparecimento de trincas na tmpera e na retfica.

PACHECO & KRAUSS (1989) mostraram tambm que o refinamento

microestrutural dos gros austenticos desloca o efeito prejudicial da oxidao

intergranular para nveis muito elevados de tenso.

BOABAID & YATES (1993) mostraram que h uma desacelerao no

crescimento de trincas curtas observada nos grficos de taxa de crescimento de trinca

por comprimento da trinca em corpos de prova ensaiados sob fadiga. Esta

desacelerao foi atribuda s interaes entre as trincas e os contornos de gro.

Foram observadas desaceleraes mesmo com diferentes acabamentos superficiais,

sugerindo que a microestrutura afeta de forma considervel o crescimento de trincas

curtas mesmo em superficies mal acabadas.

2.5.3 Influncia da austenita retida no desempenho de um ao cementado

H muita controvrsia em relao influncia da austenita retida no

desempenho de aos cementados principalmente em relao ao desempenho em

fadiga. A austenita retida uma fase dctil e altos teores desta na camada cementada

podem diminuir a resistncia ao desgaste por pites ou fadiga de contato em

engrenagens (FARIA, 1993). Porm, muitos autores sugerem que a austenita retida

na camada cementada benfica, pois durante solicitaes cclicas, parte da austenita

se transforma em martensita, devido transformao induzida por deformao.

32

Segundo BREEN8 apud DOANE (1990) , de 15% a 25% de austenita retida

num ao cementado parece ser desejvel tanto para a melhora da resistncia ao

desgaste quanto resistncia ao aparecimento de pites, e que mesmo grandes

quantidades de austenita so tolerveis.

SILVA (1997) concluiu que a presena de at 35 % de austenita retida na

microestrutura da camada cementada de um ao SAE 8620, aumentou a tenacidade

ao impacto e melhorou o desempenho em fadiga de baixo ciclo por flexo,

retardando a nucleao de trincas. Esta melhora no desempenho em fadiga foi

causada principalmente devido transformao induzi da por deformao da

austenita em martensita.

J DIESBURG (1978) mostrou que uma microestrutura de camada cementada

apresentando altas quantidades de austenita retida possui baixas tenses residuais

compressivas. Uma quantidade excessiva de austenita retida, por volta de 45% por

exemplo, considerada prejudicial por pelo menos duas razes: produz baixa dureza

superficial e portanto possui um baixo limite de resistncia e produz baixas tenses

residuais compressivas. Porm, nveis de 10 a 40% de austenita retida parecem

contribuir com o comportamento de fadiga sob condies de flexo.

PACHECO & K.RAUSS (1989) tambm concordam que a austenita retida em

microestruturas da camada cementada deve ser minimizada e finamente dispersa para

um bom desempenho em fadiga. Microestruturas da camada superficial com baixa

quantidade de austenita retida, em conjunto com um tamanho de gro refinado,

tiveram excelente resistncia fadiga de alto ciclo, como mostra a figura 2.19.

8" BREEN, D.H. (1984) FundamentaIs of gear stresslstrength relationships-materials. SAE TechnicalPapers Series, n 841083 apud DOANE, D.Y. (1990). Carburized stee\ - update on a maturecomposite. Journal of Heat Treatment, v. 8, o. 1, p. 33-53.

33

1849. O-~

~-~ IIc;! 1017. O [~ \

~ !e~

Figura 2.19 - Influncia da austenita retida e do tamanho de gro austentico no

limite de fadiga de um ao cementado e temperado (PACHECO & KRAUSS, 1989).

Havendo a necessidade de se reduzir a quantidade de austenita retida presente na

camada cementada, pode-se utilizar alguns mtodos citados a seguir:

revenimento alta temperatura: um revenimento alta temperatura, acima da

faixa de 150C a 200C, transforma a austenita retida em ferrita e carbetos

grosseiros, havendo a reduo de tenacidade, dureza e resistncia, mas

melhorando a estabilidade microestrutural;

reaquecimento intercrtico: o mesmo processo utilizado para reduzir o

tamanho de gro, mostrado na figura 2.18;

jateamento por granalhas: mecanicamente, o jateamento transforma a

austenita retida em martensita, introduzindo tenses residuais compressveis e

aumentando o desempenho flexo por fadiga (KRAUSS, 1995b).

tratamentos de resfriamento: tratamentos como o sub-zero reduzem a

austenita retida, porm devem ser considerados como wn ltimo recurso pois

tambm reduzem a resistncia fadiga por flexo e provocam elevada

fragilidade em razo do aparecimento de microtrincas na camada cementada

(PARRISH,1980);

34

2.5.4 Elementos de liga

Os elementos de liga presentes nos aos alteram profundamente suas

propriedades. Para peas cementadas, a composio qumica altera a profundidade da

camada, o perfil de dureza e portanto altera a capacidade da pea de resistir

esforos de flexo, contato, impacto, alm da resistncia ao desgaste (FARIA, 1993).

O elemento qumico mais importante num ao cementado o carbono.

Segundo FARIA (1993) o teor de carbono tem grande influncia na resistncia

fadiga de engrenagens e tambm o aumento do teor de carbono da superficie

aumenta a resistncia da matriz martenstica, minimiza a formao de perlita na

superficie, porm aumenta o teor de austenita rerida na camada.

Segundo DOANE (1990) uma quantidade de carbono na superficie de 0,9% a

1,1% oferece uma tima resistncia ao desgaste e ao desgaste por pites. DOANE

tambm mostra que aos com baixa temperabilidade, como os aos 16MnCr5 e

20MoCr4 comparados com outros aos da norma DIN, exibem uma larga faixa de

porcentagem de carbono sobre o qual uma alta dureza pode ser alcanada, mas

somente se temperado em sees pequenas o suficiente para se obter estruturas

totalmente martensticas. A figura 2.20 exemplifica este fato.

1000

_~ootn6"800

;;, 700::'-" 600==~f: ~oo~ 400-

300

" ;;"~":':":':":':a .---..... ".

- ...,.." ~", "'.Tmperadireta', , .... 92SC em leo "- "'., "\'.

--20MoCr4 "- \"-- 20 NIMoCr 6 "'"---18 CrNie ',\ . 16 M/'lCr5 "-

".o 0.1 0.2 0.3 0.4 o.e 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 1.1 1.2 1.3

Quantidade de carbono (%)

Figura 2.20 - Relao entre a porcentagem de carbono e a dureza superficial aps

tmpera direta de vrios aos DIN (DOANE, 1990).

35

Outros elementos de liga tambm causam grande influncia em aos.

SCHULTZ & McMAHON9 apud KRAUSS (1978) investigando o tratamento de

aos AISI 3340 acharam que o molibdnio elimina a fragilizao causada pelos

elementos arsnio, antimnio e mangans, mas no elimina a fragilizao causada

pelo fsforo. Alis o fsforo estava presente em todos os corpos aps a tmpera,

indicando que a segregao de fsforo nos contornos de gro austenticos ocorreu

durante a austenitizao.

Adies moderadas dos elementos cromo e mangans podem aumentar a

dureza do ncleo de um ao, com a adio de 0,5% de cada elemento (PARRISH,

1980), mas so elementos com alto potencial de oxidao o que pode acarretar o

aparecimento de oxidao intergranular durante a cementao e portanto podem

reduzir a vida em fadiga do ao. SIEBER (1992) recomenda o uso de elementos com

menor potencial de oxidao, tais como o nquel e o molibdnio ao invs do cromo e

do mangans. Aos contendo o elemento boro obtiveram timos desempenhos com

relao testes de fadiga.

KRAUSS (1993) observou que os elementos de liga substitucionais, tais

como o mangans, o nquel, o cromo e o molibdnio presentes num ao, diminuem

as temperaturas de incio (Ms) e de trmino (Mf) de formao de martensita e

portanto contribuem para a reteno de austenita na camada.

Num estudo da influncia de elementos de liga na dureza de aos de mdio e

baixo carbono aps os tratamentos de tmpera e revenimento, GRANGE et ai. (1977)

concluram que a dureza da martensita aps a tmpera no mudou significativamente

devido adio de mangans ou outro elemento de liga e que a quantidade de liga

aparentemente tambm no mudou o nvel de austenita retida dos aos ao ponto de

afetar a dureza.

9"

SCHULTZ, BJ.; McMAHON, E.CJ. (1972) ASTM STP 499, p. 104 apud KRAUSS, G. (1978) Themicrostructure and fracture of a carburized steeL Metallurgica/ Transactions A, v.9A., p.1527-1535,Nov.

36

o mangans no provocou nenhum efeito na dureza da martensita temperadapor volta de 200C. Porm, altas temperaturas de revenimento, acima de 350C, a

presena de mangans resultou numa alta dureza aps o tratamento. O fsforo

produziu um aumento de dureza da martensita revenida com revenimento acima de

200C. O silcio aumentou a dureza da martensita revenida em todas as temperaturas

de revenimento (de 200C a 700C). O cromo retardou o revenimento da martensita

em todas as temperaturas estudadas, e o molibdnio, assim como o cromo, mostrou

ser um forte formador de carbetos, produzindo uma dureza maior do que em uma liga

Fe-C. Estes resultados mostram que o efeito de outros elementos de liga podem ser

independentes da quantidade de carbono presente no ao.

37

2.6 Comportamento em fadiga de aos cementados

2.6.1 Fadiga dos metais

Fadiga o termo utilizado para expressar a falha de um material submetido a

um carregamento cclico ou flutuante, mesmo se os nveis de tenses aplicados sejam

menores que o limite de escoamento. Os materiais solicitados dinamicamente podem

apresentar falhas em nveis de tenso bem abaixo da tenso de fratura sob

carregamento esttico. Estima-se que cerca de 90% das falhas ocorridas em

componentes automotivos, aeronuticos, pontes, turbinas, bombas e equipamentos

em geral sujeitos a carregamentos cclicos, deve-se ao fenmeno de fadiga

(SPINELLI, 1997).

2.6.2 Fadigas de alto e baixo ciclo

Segundo KRAUSS (1995c) existem dois diferentes regimes de

comportamento fadiga: alta tenso e baixo ciclo e baixa tenso e alto ciclo. No

regime de baixo ciclo, identificado pela linha inclinada da figura 2.21, a vida em

fadiga ou limite fadiga a um nvel de tenso dado, finita, excedendo um nmero

limitado de ciclos. No regime de alto ciclo, identificado pela linha horizontal da

figura 2.21, a vida em fadiga considerada infinita, desde que a tenso definida pela

linha horizontal no seja excedida.

A tenso equivalente linha horizontal chamada limite de resistncia

fadiga. Entretanto, o desempenho de fadiga real depende da razo entre a mnima e a

mxima tenso aplicada, ou valor R. Pelo fato da fadiga de baixo ciclo ser dominada

pela deformao plstica, a ductilidade que controla a resistncia fadiga. A fadiga

de alto ciclo, por outro lado, dependente da deformao elstica, onde

microestruturas com alto limite de elasticidade e de escoamento do o controle sobre

a resistncia fadiga.

38

1200

Rompido

.-- No rompido

.--.-.--300

1x102 1X103 1x104 1x1oS

Ciclos

1x1d'

Figura 2.21 - Curva tenso x nmero de ciclos, S-N (KIM & KWEON, 1996).

2.6.3 Fatores que afetam a fadiga por flexo no ao cementado

o estudo de fadiga por flexo em camadas cementadas vem sendoamplamente estudado pois a resistncia fadiga por flexo muito importante para

preveno de falhas na raiz dos dentes de engrenagens cementadas (KRAUSS,

1995c).

As principais causas que influenciam o surgimento de trincas e a resistncia

fadiga por flexo listadas por vrios autores como DIESBURG (1978), DOANE

(1990), HYDE et aI. (1992), KRAUSS (1995c), PACHECO & KRAUSS (1989) e

SIEBER (1992), so: descontinuidades superficiais ou marcas de usinagem e retfica,

incluses, carbetos, gradiente microestrutural, perfil de tenso residual, dureza da

camada cementada, quantidade de carbono superficial, profundidade da camada

cementada, austenita retida, oxidao intergranular, microtrincas, segregao de

fsforo para os contornos de gro da austenita, temperatura de revenimento, tipo de

ao-liga e a absoro de hidrognio durante a cementao gs.

39

SIEBER (1992) mostrou que o processo de retifica pode ser um fator

importante na vida em fadiga. Com uma remoo de 0,15 mm da superficie na

retifica, a vida mdia em fadiga por flexo aumentou 6 vezes comparado com os

corpos de prova sem retifica. A influncia da retifica parece ser a de retirar filmes de

oxidao superficial e oxidao intergranular associados com a atmosfera do fomo.

Outros fatores que tambm melhoraram a vida em fadiga foram: a diminuio de

austenita retida, a diminuio da profundidade de oxidao intergranular e a

diminuio do tamanho de gro. Para COHEN et aI. (1991) a baixa quantidade de

austenita retida tambm aumentou os limites de fadiga dos aos cementados

estudados.

Segundo PACHECO & KRAUSS (1989), em baixo ciclo, fadiga de alta

tenso, grandes quantidades de austenita retida, entre 30% e 40%, esto relacionadas

com uma longa vida em fadiga, um resultado que explicado pela transformao

induzida por deformao da austenita retida altas deformaes geradas na fadiga de

baixo ciclo. Na fadiga de alto ciclo, os efeitos da austenita retida so mais dificeis de

se separar de outras caractersticas da camada superficial. A microestrutura da

camada superficial formada pelo conjunto austenita-martensita, que se origina de

finos gros de austenita, mostram excelente resistncia fadiga de alto ciclo.

Uma mdia porcentagem de carbono, abaixo de 1,0%, variando de 0,60% a

0,92% na camada cementada, aumentou a vida em fadiga dos aos estudados por

SIEBER (1992). Acredita-se que isto acontea pois altas porcentagens de carbono

formam grandes quantidades de martensita em forma de placa que esto associadas

com a formao de microtrincas.

40

As durezas superficial e do ncleo de um ao cementado tambm influenciam

a vida em fadiga. Segundo DIESBURG (1978) uma baixa dureza superficial reduz as

propriedades de fadiga de alto ciclo. FETT (1988), num estudo da influncia da

dureza do ncleo de aos SAE cementados, concluiu que uma baixa dureza do

ncleo melhor sob condies de fadiga de baixo ciclo, mas uma dureza de ncleo

de 30 HRC ou maior pode melhorar a fadiga de alto ciclo. Os melhores resultados

para vida em fadiga foram obtidos para uma dureza de ncleo acima de 25 HRC.

41

2.7 Iniciao e propagao de trincas por fadiga em aos cementados

2.7.1 Iniciao intergranular e transgranular

A iniciao de trincas por fadiga num ao cementado pode ocorrer de duas

maneiras distintas: iniciao intergranular ou transgranular. A iniciao intergranular

a mais comum em aos cementados sendo que a regio preferencial para o incio da

trinca so os contornos de gros austenticos da camada cementada (KRAUSS,

1995c).

COHEN et aI. (1992), HYDE et aI. (1992), KIM & KWEON (1996) e

KRAUSS (1995c) analisaram a fratura intergranular superficial e constataram que,

relacionados com fratura de contorno de gro, esto uma combinao de segregao

de fsforo e a formao de carbetos nos contornos de gros austenticos. Tais

mudanas de contorno de gro ocorrem na cementao e na tmpera, e no no

revenimento.

A iniciao de trinca transgranular menos comum e est associado ao

tamanho de gro austentico. Uma granulao fina provoca uma iniciao

transgranular, e segundo KRAUSS (1993), isto ocorre pois os gros finos diluem a

segregao de fsforo e formao de cementita em contornos de gros. Portanto,

sugere-se que a iniciao de trincas por fadiga em aos com gros austenticos de

tamanho grosseiro intergranular, enquanto que a iniciao em aos com gros finos

transgranular.

2.7.2 Fatores relacionados com a iniciao e propagao de trincas

Alm dos contornos de gros austenticos, outros fatores esto relacionados

com o incio de trincas intergranulares e transgranulares como incluses, defeitos

superficiais e microtrincas residuais. Segundo APPLE & KRAUSS (1973), as

microtrincas residuais se formam durante a tmpera como resultado da coliso das

42

lminas de martensita em aos com alto carbono. Tais microtrincas normalmente

provocam trincas intergranulares mas tambm podem iniciar uma falha

transgranular. GENEL & DEMIRKOL (1999) citam que a oxidao interna nos

contornos de gro da austenita pode ser reconhecida como uma origem efetiva de

iniciao de trincas por fadiga. J BOABAID & YATES (1993) abordam trs

parmetros principais que afetam a iniciao de trincas por fadiga: a rugosidade

superficial, a tenso residual e a microestrutura da superfcie.

Aps o incio das trincas, a propagao ou crescimento destas tambm

depende de um grande nmero de variveis, incluindo as propriedades mecnicas e

microestruturais do material e as tenses e deformaes cclicas aplicadas. Segundo

DIESBURG (1978) o aumento da resistncia propagao de trincas pode ser

realizado de duas maneiras: desenvolvendo microestruturas com uma alta tenacidade

fratura por deformao plana, e produzindo uma alta tenso residual compressiva

na camada e, portanto, reduzindo efetivamente a tenso aplicada na microestrutura da

camada. DE LOS RIOS et aI. (1995) observaram um crescimento mais rpido de

trincas no sentido da profundidade da amostra do que na superfcie, provando que a

tenso compressiva da superfcie atrasa o crescimento da trinca.

DE LOS RIOS et aI. (1996) concluram tambm que a ponta de trinca obtusa

e o endurecimento por deformao plstica do material ao redor da ponta da trinca

so outros parmetros de controle responsveis pelo crescimento de trincas. Ficou

bem claro que a tenso residual na zona plstica da ponta da trinca um fator

importante no retardo no crescimento de trincas por fadiga.

2.7.3 Zonas de fratura

Normalmente, aos cementados submetidos flexo exibem modos de fratura

mistos, intergranular e transgranular; com um incio de propagao intergranular,

uma propagao transgranular e uma fratura final dctil do ncleo. Ensaios de fadiga

por flexo mostram que pequenas regies de fratura intergranular ocorrem nos

primeiros ciclos de carregamento com tenses acima do limite de resistncia do ao

43

cementado (KRAUSS, 1993). Esta trinca inicial toma-se o incio da propagao de

uma trinca transgranular estvel; em seguida tal trinca toma-se instvel ocorrendo

uma fratura intergranular por sobrecarga.

A descrio anterior, de 3 zonas ou modos do processo de fratura por fadiga

de camadas cementadas submetidas flexo, a mais citada pelos pesquisadores.

Porm, PACHECO & KRAUSS (I989) identificaram 4 zonas: uma de iniciao,

uma regio transgranular de crescimento da trinca estvel, uma zona instvel de

fratura atravs da camada superficial, na maior parte intergranular, e uma zona de

sobrecarga dctil atravs do centro. J MEDLIN et aI. (1995) identificaram cinco

diferentes zonas: uma iniciao intergranular na superfcie da camada (zona 1), uma

fratura transgranular primria estvel na camada (zona 2), uma fratura de sobrecarga

intergranular instvel atravs da camada (zona 3), uma fratura por fadiga secundria

perto da interface camada cementada-ncleo e dentro do ncleo (zona 4) e uma

fratura de sobrecarga final atravs do ncleo (zona 5). A figura 2.22 mostra as cinco

zonas citadas.

ZONA 1

ZONA 2

ZONA 3

ZONA 4

ZONAS

Figura 2.22 - Desenho esquemtico mostrando as zonas de fratura por fadiga em um

ao cementado submetido flexo (MEDLIN et aI., 1995).

44

A iniciao da fratura intergranular na zona 1 se origina na superfcie da

camada da pea, nos contornos de gros austenticos. No processo de cementao,

tanto a oxidao intergranular como a fonnao de cementita e segregao de fsforo

nos contornos de gro, especialmente nos corpos diretamente temperados aps a

cementao, podem causar a iniciao de fadiga na zona 1. Entretanto, se a fonnao

de cementita-fsforo nos contornos reduzida, a camada de oxidao intergranular

ir controlar a iniciao de trincas.

A trinca por fadiga primria e estvel (zona 2) propaga transgranulannente

atravs das microestruturas de martensita temperada e austenita retida at atingir o

tamanho crtico para uma camada de alto carbono. A iniciao e estabilizao do

crescimento de trinca primrio por fadiga (zonas 1 e 2) podem envolver a maior parte

da vida em fadiga de um componente. A zona 3 consiste de uma fratura intergranular

instvel na camada. A trinca intergranular instvel parada perto da interface

camada-ncleo e continua como uma trinca por fadiga secundria estvel atravs do

ncleo na zona 4. A zona 5 corresponde zona final de fratura devido sobrecarga

no qual a superfcie de fratura do ncleo consiste inteiramente da coalescncia de

microvazios, caracterstica de fratura dctil. Uma vez a fratura de sobrecarga alcance

a camada cementada do lado oposto da pea, a fratura muda para o modo de fratura

intergranular frgil.

45

2.8 Mecnica da fratura aplicada fadiga

Fratura a separao ou fragmentao de um corpo slido em duas partes ou

mais, sob a ao de uma tenso. O processo de fratura pode se dividir em duas

partes: o incio da trinca e a propagao da trinca e tambm se classifica em duas

categorias gerais: fratura frgil e fratura dctil. Na fratura dctil h a ocorrncia de

uma aprecivel deformao plstica antes e durante a propagao da trinca. A fratura

frgil caractenzada pela rpida prOpftRnc~o da trinca, sem deformao

macroscpica e pouca microdeformao (DIETER, 1981).

A mecnica da fratura estuda o comportamento de materiais contendo trincas

ou outras pequenas falhas. Com a mecnica da fratura podemos ter uma tolerncia ao

dano, permitindo que a pea continue trabalhando com uma falha subcrtica. Em

muitos casos, uma pea mecnica pode no correr perigo de falha mesmo

apresentando trincas. Para estimar quando a falha pode ocorrer, a taxa de propagao

da trinca toma-se importante.

A aplicao da mecnica da fratura fadiga surgiu quando P.C. Paris trouxe

para a fadiga o conceito de tenacidade fratura. A tenacidade fratura mede a

capacidade que um material, contendo uma falha, suporta uma carga aplicada. A

tenso aplicada ao material intensificada pela falha, a qual age como um

intensificador de tenso. As tenses locais perto da trinca dependem do produto da

tenso nominal a e da raiz quadrada da metade do comprimento da trinca a. Estarelao chamada de fator de intensidade de tenso K onde, para uma trinca aguda

elstica, K representado pela seguinte equao:

K=Ca~ (2.1)

onde C um fator da geometria do material e da falha, a a tenso aplicada e a otamanho mdio da trinca.

46

Portanto, sabendo o tamanho da falha, podemos determinar o valor de K que

causar o crescimento da trinca e a fratura final. Teremos ento o Kc, que o valor

de K requerido para a trinca propagar.

Existem padres de modos de deformao que podem ser aplicados uma

trinca e se relacionam com o fator de intensidade de tenso. No modo I, tem-se uma

tenso trativa na direo normal s arestas da trinca. No modo lI, h uma tenso de

cisalhamento aplicada na direo normal aresta frontal da trinca. E no modo III h

uma tenso cisalhante aplicada paralelamente aresta frontal da trinca. A figura 2.23

ilustra os trs modos de deformao. O modo I a situao mais importante e mais

usual para o teste de tenacidade fratura onde o valor crtico da intensidade de

tenses neste modo chama-se K1c. Os valores de K1C para o caso de deformaes

planas so propriedades vlidas independente da espessura da amostra e descrevem a

tenacidade fratura de materiais resistentes como os materiais tratados

termicamente.

Modo I Modo 11 ModoIlI

Figura 2.23 - Modos de deformao aplicados mecnica da fratura (ANDERSON,

1995).

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2.8.1 Relao da mecnica da fratura com a taxa de crescimento de trincas

Quando um corpo de prova submetido a um carregamento