projeto mestrado 06 03 10 - tede.mackenzie.brtede.mackenzie.br/jspui/bitstream/tede/2746/2/douglas...

52

2.4 PROPAGAÇÃO DE TRINCAS POR FADIGA

A fadiga em materiais estruturais ocorreu ainda no século XIX, devido

inúmeros acidentes, principalmente na área ferroviária. Notou-se que os componentes

submetidos a carregamentos repetidos, mesmo em níveis bem inferiores ao limite de

escoamento do material, poderiam vir a se romper. Neste mesmo período observou-se para

ligas ferrosas, o limite de carregamento no qual não ocorria falha no material por

carregamento cíclico é denominado limite de fadiga do material. (STROHAECKER, 2005)

Ensaio de fadiga consiste na aplicação de carga cíclica em corpo-de-prova

apropriado e padronizado segundo o tipo de ensaio a ser realizado. É extensamente utilizado

na indústria automobilística. O ensaio mais utilizado em outras modalidades de indústria é o

ensaio de flexão rotativa. O ensaio de fadiga é capaz de fornecer dados quantitativos relativos

às características de um material ou componente ao suportar, por logos períodos, sem se

romper, cargas repetitivas ou cíclicas. Os principais resultados são: limite de resistência à

fadiga (σRf), resistência a fadiga (σf) e vida em fadiga (Nf). A ruptura por fadiga ocorre

quando um material metálico é submetido a tensões flutuantes ou repetitivas, isto é, quando

sob a ação de esforços cíclicos, rompe-se a tensões muito inferiores àquelas determinadas nos

ensaios estáticos de tração e compressão. De uma maneira geral, o ensaio de fadiga pode ser

dividido em categorias que correspondem individualmente ao estudo da nucleação de trincas e

ao estudo da propagação de trincas, conforme mostra a figura 21. (GARCIA, SANTOS,

SPIM, 2000)

53

Figura 21: Categorias do ensaio de fadiga.

Fonte: GARCIA, SANTOS, SPIM (p. 131)

Torna-se importante caracterizar os possíveis tipos de tensões cíclicas que

provocam o fenômeno de fadiga, sendo que a tensão aplicada pode ser axial (tração-

compressão), de flexão (dobramento) ou de torção (carga rotativa). A figura 22 A apresenta

um ciclo alternado de aplicação de tensão na forma senoidal. Essa é uma situação idealizada

que se aproxima das condições de serviço de um eixo rotativo funcionando a velocidade

constante e sem sobrecargas. Para esse tipo de ciclo de tensão, as tensões máximas (picos) e

mínimas (vales) são iguais em magnitude: as tensões de tração são consideradas positivas, e

as de compressão, negativas. Na figura 22 B é apresentado um caso geral de ciclo de tensão

que se repete em torno de uma tensão média (σM), no qual os valores da tensão máxima (σmáx)

e da tensão mínima (σmin) não são iguais. Este ciclo pode se deslocar na direção do eixo de

ordenadas, situando-se totalmente no campo de tração ou de compressão, ou em situações em

que as tensões máximas e mínimas tenham sinais opostos. Na figura 22 C, a variação do ciclo

de tensão ocorre aleatoriamente, com ciclos complexos como os que ocorrem em asas de

avião sobrecarregadas por correntes de vento ou em molas da suspensão de veículos que

trafegam por estradas não pavimentadas. (GARCIA, SANTOS, SPIM, 2000)

54

Figura 22: Tipos de tensões cíclicas em fadiga


2.4.1 Resultados do ensaio de fadiga

A obtenção das propriedades de resistência à fadiga em cargas cíclicas são

ensaiados vários corpos-de-prova do mesmo material, com condições idênticas de tratamento

térmico, acabamentos superficial e dimensional para diferentes cargas até a ruptura,

registrando-se o número de ciclos onde a ruptura ocorreu. Inicialmente submete-se o corpo-

de-prova a um ciclo de tensões com uma tensão máxima geralmente elevada, repetindo este

procedimento com outros corpos-de-prova e diminuindo-se gradativamente a tensão máxima

aplicada. (GARCIA, SANTOS, SPIM, 2000)

A curva S-N (S símbolo de stress (tensão), é o modo mais rápido para a

apresentação dos resultados dos ensaios de fadiga. Nessa curva, o número, N, (ou log N) é

colocado no eixo das abscissas e no eixo das ordenadas vai a tensão máxima, que também

pode vir expressa por meio de logaritmo. Na figura 23 são mostrados exemplos de curvas S-

N. É possível notar que quanto menor a tensão máxima aplicada, maior é o número, N,

suportando pelo material para romper. Para os aços, a curva apresenta um patamar que

corresponde justamente ao limite de fadiga do material. Para o caso de existir o patamar,

55

constatou-se que basta ensaiar o corpo de prova até 10 milhões de ciclos de tensão e se até

esse número não houver ruptura, a tensão correspondente será o limite de fadiga. (SOUZA,

2000)

Outro parâmetro importante na caracterização do comportamento frente à

fadiga de um material é a vida à fadiga (Nf), que consiste no número de ciclos que causará a

ruptura para um determinado nível de tensão. A figura 18 apresenta resultados de ensaios de

fadiga para alguns materiais em condições de flexão rotativa. Em função do número de ciclos

necessários para que a fratura ocorra, o ensaio pode ser dividido em fadiga de baixo ciclo,

para rupturas abaixo de 104 ciclos e fadiga de alto ciclo para casos acima desse limite.

Normalmente, a fadiga de alto ciclo está relacionada com as propriedades elásticas do

material, ou seja, resistência mecânica, já que as deformações empregadas durante a

realização do ensaio são predominantemente elásticas, enquanto a fadiga de baixo ciclo é

caracterizada pela presença de deformação plástica cíclica acentuada, possibilitando

determinações do comportamento dúctil do material. (GARCIA, SANTOS, SPIM, 2000)

Figura 23: Resultados obtidos pelo ensaio de fadiga para diferentes materiais


A maioria dos resultados de fadiga encontrados na literatura foi determinada

para condições de ciclo alternativo de tensões, em que a tensão média é igual a zero. A

influência da tensão média sobre a resistência à fadiga é mostrada qualitativamente na figura

24. Para as situações mais comuns de aplicação de esforços, as tensões máximas a que os

componentes estarão submetidos ocorrem em suas superfície, tendo como conseqüência, a

maioria das trincas que conduzem à ruptura por fadiga tem início na superfície. Podem-se

56

dividir os fatores que afetam a superfície de um corpo-de-prova ou componente em três

categorias:

• Rugosidade da superfície

• Variações na resistência à fadiga na superfície (tratamentos

superficiais).

• Variações na tensão residual da superfície

Outro fator de influência na resistência a fadiga é o projeto do componente que

deve atender a condições que favorecem a vida em fadiga do componente.

Figura 24 – Influencia da razão de tensão (A) e da tensão média (B), para o ensaio de fadiga.


2.4.2 Fadiga e condições microestruturais

Um dos métodos mais eficazes para aumentar o desempenho de um

componente frente à fadiga consiste na imposição de tensões de compressão residuais no

interior de uma fina camada externa de superfície. Com isso, uma tensão de tração superficial

de origem externa será parcialmente anulada e reduzida em magnitude pela tensão de

compressão residual. Com esta configuração a probabilidade de formação de uma trinca e de

uma falha se torna reduzida. No caso de metais dúcteis as tensões residuais são introduzidas

de uma forma mecânica, por de deformações plásticas localizadas na região externa. Um

processo comercialmente conhecido é o jateamento. A influência do processo de jateamento

sobre o comportamento do aço em fadiga está demonstrada esquematicamente na figura 25.

(CALLISTER, 2006)

57

Figura 25: Curvas esquemáticas σ-N para a fadiga em um aço normal e em um aço submetido

a tratamento de superfície por jateamento

Fonte: CALLISTER (2006, p. 245)

O endurecimento da camada superficial é uma técnica segundo a qual tanto a

dureza superficial quanto a vida em fadiga são aprimoradas para ligas de aço. Isso é obtido

através de processos de tratamento térmico para endurecimento superficial como: cementação,

nitretação, carbonitretação e têmpera por indução. A melhoria das propriedades de fadiga

resulta do aumento da dureza no interior da camada superficial endurecida, assim como das

tensões de compressão residuais desejadas, cuja formação acompanha o processo de

tratamento térmico superficial.

58

3 MATERIAIS E MÉTODOS

3.1 MATERIAIS

A matéria prima utilizada tanto para os corpos de prova do ensaio mecânico de

fadiga como para os anéis internos que foram aplicados os tratamentos térmicos foi o aço

baixa liga DIN 100Cr6. Nas amostras que foram determinas as microestruturas, austenita

retida via de difração de raios-x e tensão residual, foi determinado a composição química com

spectômetro modelo Spectromax.

Para a fabricação dos corpos de prova para o ensaio de fadiga, a matéria prima

utilizada foi a mesma do processo de manufatura de rolamentos e esta em forma de barra, o

anel interno foi proveniente do processo de usinagem. A microestrutura prévia para realização

dos tratamentos térmicos foi resultante do processo de tratamento térmico de recozimento de

esferoidização, conforme apresentado na micrografia 1.

Micrografia 1: Microestrutura prévia utilizada em todos os corpos de prova e anéis para

execução dos ensaios.

59

3.2 TRATAMENTO TÉRMICO CONVENCIONAL

A seguir temos uma descritiva do forno continuo, utilizado para tratamento

térmico convencional dos corpos de prova para o ensaio de fadiga e dos anéis internos para

verificação da tensão residual e deformação. O dimensionamento do processo foi visando

obter uma microestrutura martensitica com carbonetos finamente dispersos e dureza entre 62

a 65 HRC sendo esta a tolerância normalmente utilizada na indústria de rolamentos.

O processo do forno contínuo utilizados no ensaio constitui de um sistema de

alimentação automático com a finalidade de alimentar contínua e automaticamente, com uma

taxa de produção de 400 kg/h, sendo esta a capacidade térmica do forno. Após a alimentação

todas as peças passam por um sistema de desengraxe por jatos de água denominados máquina

de lavar tem a função de carregar o forno de têmpera. O forno de têmpera constitui de uma

esteira contínua em uma carcaça metálica revestida internamente por refratários, com três

zonas de aquecimento por resistências, esta etapa do processo ocorre a austenitização, sob

atmosfera controlada e protetora de metanol, GLP e nitrogênio, com recirculação forçada. A

próxima etapa é o tanque de resfriamento, onde as peças caem por queda livre no óleo, sendo

este dimensionado para o processo com uma velocidade máxima de resfriamento de 103 °C/s

a 693 °C com o tempo de 30 segundos a 300°C e viscosidade a 220 Cst. Esta uma das etapas

mais críticas do processo. A figura 26 mostra a curva de resfriamento do óleo utilizado a

140°C.

Curva de resfriamento

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

0 15 30 45 60 75

Tempo (s)

Tem

pera

tura

(C

)

0 25 50 75 100 125

Velocidade (C/s)

Tempo/Temperatura Velocidade

Figura 26: Curva de resfriamento do óleo utilizado no tratamento térmico convencional

Fonte: SKF

60

O próximo estágio é a estabilização com água gelada definido o percentual de

austenita retida. As duas últimas etapas do processo são uma máquina de lavar com a função

de eliminar ou diminuir o arraste de óleo gerado no tanque de resfriamento, seguido do forno

de revenimento, este é constituído por uma esteira contínua com quatro zonas de

aquecimento, é nesta etapa do processo acontecem as transformações microestruturais finais e

por conseqüência a propriedade final do rolamento é determinada.

Toda a descrição pode ser observada nas figuras 27 e 28 na página 49, que

esquematizam o processo de têmpera e revenimento convencional em fornos contínuos.

Figura 27: Desenho esquemático da planta do forno contínuo

Fonte: SKF

Figura 28: Desenho esquemático da vista lateral do forno, da etapa do processo de

aquecimento e resfriamento

Fonte: SKF

61

Os parâmetros de processo que foram utilizados do tratamento térmico convencional

estão descritos na tabela 3.

Tabela 3: Parâmetros de processo utilizados para o tratamento térmico convencional

Etapa do processo Especificação

Tempo de Austenitização 23 min Temperatura de Austenitização 850 ºC

Meio de Resfriamento Óleo Tempo de Resfriamento 15 min

Temperatura de Resfriamento 140 ºC Tempo de Estabilização 15 min

Temperatura de Estabilização 10 ºC Tempo de Revenimento 120 min

Temperatura de Revenimento 180 ºC

62

3.3 TRATAMENTO TÉRMICO POR INDUÇÃO

Para os anéis internos de rolamento, o processo de tratamento térmico com

aquecimento por indução foi aplicado em laboratório, utilizando uma máquina de indução

Uniscan com a freqüência de 10 Khz e potencia de 200 Kw. O processo de austenitização foi

aplicado sem atmosfera controlada, devido a velocidade do processo, em um dispositivo

desenvolvido para o anel interno para assegurar a homogeneidade do aquecimento, conforme

apresentado na figura 29. Visando obter uma microestrutura martensitica com carbonetos

uniformemente distribuídos e homogêneos, após a têmpera foi aplicado um revenimento

convencional.

Figura 29: Desenho esquemático do dispositivo para aquecimento por indução

Fonte: SKF

Após o aquecimento foi aplicado o resfriamento em solução de água e

polietilenoglicol (PAG) com um dispositivo especial para realizar a têmpera presa, com

objetivo de controlar a deformação durante o resfriamento, conforme apresentado na figura

30. A velocidade de resfriamento máxima do polímero °C/s a °C com tempo de s a 300°C. Os

demais parâmetros de processo utilizados podem ser verificados na tabela 4 e figura 31.

Dispositivo mecânico

Anel

63

Figura 30: Foto do dispositivo para

controle de deformação do processo de indução durante o resfriamento do anel interno.

Fonte: SKF

Tabela 4: Parâmetros de processo utilizados para o processo de indução dos anéis internos


Tempo de Austenitização 15 segundos Temperatura de Austenitização 950 ºC Energia Máxima Consumida 174 Kws

Meio de Resfriamento Solução de polímero PAG 12 % Tempo de Resfriamento 15 segundos

Temperatura de Resfriamento 40 ºC Tempo de Revenimento 120 min


Figura 31: Curva de resfriamento do polímero utilizado, em várias concentrações de banho

Fonte: UCON UC-1765

64

Para os corpos de prova para o ensaio de fadiga foi utilizado uma máquina de

indução Uniscam com 7 Khz de freqüência, com escaneamento duplo, ou seja foi aplicado

duas vezes o aquecimento por indução no corpo de prova para garantir a transformação da

microestrutura na superfície e núcleo, na figuras 32 e 33 é possível verificar o processo de

aquecimento por indução. Na tabela 5 se encontram os parâmetros de processo utilizados.

Figura 32: Foto do aquecimento por indução do corpo de prova

Fonte: SKF

Figura 33: Foto do sistema de resfriamento aplicado no corpo de prova

Fonte: SKF

Tabela 5: Parâmetros de processo utilizados para o processo de indução dos corpos de prova


Tempo de Austenitização 15 segundos Temperatura de Austenitização 950 ºC Energia Máxima Consumida 5535 Kws

Meio de Resfriamento Solução de polímero PAG 12 % Tempo de Resfriamento 15 segundos

Temperatura de Resfriamento 40 ºC Tempo de Revenimento 120 min


65

3.4 ENSAIOS DE FADIGA E ANÁLISE DAS SUPERFÍCIES DE FRATURA

A definição para o ensaio de fadiga é a aplicação de uma carga cíclica em um

corpo de prova, é extremamente utilizado na indústria automobilística e o mais empregado é o

ensaio de flexão rotativa, fornece dados quantitativo de resistência e analisa a formação de

trincas. Pode sofrer influência das seguintes variáveis: temperatura, ambiente, microestrutura,

propriedade do material entre outras. Nas figuras 34 e 35 pode-se observar um desenho com

o esquema da máquina onde foi realizado o ensaio.

Figura 34: Esquema da máquina para o ensaio de flexão rotativa

Figura 35: Esquema do sistema de fixação do corpo de prova e da carga aplicada.

66

O ensaio de flexão rotativa foi efetuado em 40 corpos de prova, sendo 20 peças

para tratamento térmico convencional e 20 peças para tratamento térmico por indução. Nas

figuras 36 e 37 é possível observar fotos da máquina para ensaio de flexão rotativo utilizada.

Figura 36: Vista frontal da máquina de ensaio flexão rotativa

Fonte: LABORATÓRIO MACKENZIE

Figura 37: Detalhe da fixação do corpo de prova e aplicação da carga

Fonte: LABORATÓRIO MACKENZIE

67

Após os ensaios de fadiga, as superfícies de fratura foram observadas e

analisadas com o auxílio do microscópio eletrônico de varredura (MEV) da Philips XL-30,

acoplado com um sistema de análise química, por energia dispersiva de raios-X (EDS).

3.5 ANÁLISES MICROESTRUTURAIS

3.3.1 Metalografia óptica

Com o objetivo de verificar a alteração da microestrutura durante os

tratamentos térmicos, foram realizadas análises metalográficas em quatro áreas diferentes da

peça para cada processo de tratamento térmico, conforme indicado na figura 34. Os resultados

obtidos foram dos anéis internos. As amostras foram preparadas utilizando o método de

lixamento convencional com as lixas de granulação120, 220, 600 e polimento final. Todas as

amostras foram atacadas com o reativo nital 1,5 % e analisadas no microscópio óptico.

Para o denileamento dos contornos de grão austenítico após os tratamentos

térmicos, utilizou-se uma solução supersaturada de ácido pícrico em água destilada contendo

uma pequena quantidade de detergente neutro e de 5 a 10 gotas de HCL concentrado por 100

ml de solução. Após o polimento com pasta de diamante de 1µm, a amostra é submergida na

solução entre 2 e 5 minutos e polida levemente para remover a corrosão localizada. O

processo se repete até o delineamento dos contornos de grão. O tamanho de grão foi

quantificado pelo método de intercepto linear e por comparação com uma tabela conforme

norma ISO R 643 para tamanho de grão.

3.3.2 Dureza

Para verificar a alteração da propriedade mecânica durante os tratamentos

térmicos, foram medidos os perfis de dureza de um anel para cada processo de tratamento

térmico aplicado, conforme indicado na figura 38. O perfil foi determinado em pontos de

dureza em quatro áreas diferentes no anel com as seguintes distâncias de medição em relação

68

a superfície externa: 0,1, 0,5, 1,0, 1,5 e 2,0 mm. As medidas de microdureza foram feitas em

um durômetro marca Microtest 3212B com carga de 1 Kgf tendo os resultados em HV1.

Figura 38: Pontos de medição para determinação do perfil de dureza dos anéis

Fonte: SKF

3.3.4 Determinação dos níveis de austenita retida e tensões residuais por difratometria de raios-x

As medidas de tensão residual foram feitas num difratômetro de raios-X da

marca Rigaku, modelo Dmax, utilizando a radiação kα do cromo e medindo-se no plano (211)

e aplicando o método do Sin2(ψ). Um dispositivo apropriado para servir como porta-amostra

foi desenvolvido para que o feixe de raios-X incidisse exatamente numa posição determinada

da superfície externa dos anéis dos rolamentos, conforme mostra a figura 39. As medidas de

tensão residual foram feitas no perfil dos anéis em 9 pontos da superfície externa para até uma

profundidade de 350 µm. As medidas foram feitas depois do processo de tratamento térmico.

Para as medidas foram coletadas duas amostras de forma aleatória para cada processo de

tratamento térmico.

Para determinação da austenita retida nos rolamentos nas diversas condições de

tratamento térmico foi utilizado um difratômetro de raios-X da marca Rigaku e aplicado o

método de ritveld.

69

Figura 39: Ponto de medição do perfil de tensão residual

Fonte: SKF

3.3.5 Teste para identificar níveis de deformação

Para a análise dimensional foram utilizados anéis internos de rolamentos

conforme dimensional apresentado na figura 40, Para o desenvolvimento de novos

rolamentos, é necessário realizar ensaios dimensionais após o tratamento térmico, com o

objetivo de identificar os níveis de deformação e também para o dimensionamento do sobre-

metal ideal para a próxima operação, no caso na fabricação de rolamentos a retífica. Todo o

dimensionamento foi feito com a utilização de um aparelho especial utilizado no processo de

fabricação de rolamentos, conforme o princípio e pontos de medição mostrados na figura 41.

Com este aparelho podemos determinar a ovalização cada peça, conforme a descrição abaixo:

Ovalização = Ø Máximo – Ø Mínimo

70

Figura 40: Método de medição e dimensional do anel utilizado no ensaio

Fonte: SKF

Figura 41: Aparelho de medição utilizado para determinar a ovalização

Fonte: SKF

Outro parâmetro observado foi a planicidade após os dois tratamentos

térmicos. O nível de deformação nesta dimensão determina o sobre-metal da altura do anel

cota “B”. O método utilizado se encontra na figura 42.

71

Figura 42: Aparelho de medição utilizado para determinar a planicidade

Fonte: SKF

3.3.6 Método para identificação da deformação em diferentes tratamentos térmicos

Este método determina qual o processo de tratamento térmico que gera níveis

de deformação mais significante. As medições foram realizadas em 50 amostras de anéis

internos, para determinar a ovalização e planicidade.

Figura 43: Fluxograma do teste para identificação da deformação em diferentes tratamentos

térmicos

Fonte: SKF

72

4 RESULTADOS E DISCUSSÕES

Para os dois anéis internos analisados foram obtidos os resultados de

composição química conforme a tabela 6. Os valores encontrados indicam que as duas

matérias prima utilizadas estão com a composição química dentro do especificado para o aço

DIN 100 Cr6, mostrando praticamente a mesma temperabilidade, vale destacar os valores

encontrados de carbono e cromo.

Tabela 6: Resultados da composição química das peças de cada processo de tratamento

térmico

Amostra C Mn P max S max Si Cr Cu Al Tratamento térmico

Convencional 0,98 0,32 0,021 0,011 0,25 1,44 0,13 0,027

Tratamento térmico austenitização por Indução

0,98 0,32 0,02 0,011 0,24 1,47 0,07 0,023

Após a aplicação dos tratamentos térmicos, verificou-se o perfil de dureza para

cada amostra, conforme indicam as tabelas 7 e 8. Os resultados evidenciam que o dois

tratamentos térmicos tiveram um processo homogêneo devido a baixa variabilidade no perfil

de dureza, que pode estar ligado diretamente ao revenimento convencional

Tabela 7: Resultados do perfil de dureza para tratamento térmico convencional

Distância (mm) \ Dureza (HV1) Área 1 Área 2 Área 3 Área 4 0,1 742 742 742 742 0,5 742 742 742 742 1,0 742 742 742 742 1,5 742 742 742 742 2,0 742 742 742 757

Tabela 8: Resultados do perfil de dureza para tratamento térmico com austenitização por

indução

Distância (mm) \ Dureza (HV1) Área 1 Área 2 Área 3 Área 4 0,1 742 742 757 742 0,5 742 742 742 742 1,0 742 713 742 742 1,5 742 742 742 742 2,0 742 757 742 757

73

Após a medição do perfil de dureza, foram verificadas as microestruturas e o

tamanho de grão austenítico em quatro regiões diferentes, conforme apresentado na figura 38

da página 65, por meio da microscopia óptica, resultantes do processo de tratamento térmico

convencional, conforme apresentado nas micrografias 2 a 6. Devido à aplicação do processo

de austenitização com 850°C em 23 minutos, a dissolução parcial de carbono e carbonetos foi

em uma condição homogênea, resultando em uma martensita fina com carbonetos

uniformemente distribuídos. As micrografias 11 a 15 evidenciam que mesmo com as altas

taxas de aquecimento no processo de tratamento térmico com austenitização por indução a

microestrutura é tão homogênea quanto o processo de tratamento térmico convencional.

Devido ao processo de indução ocorrer em taxas de aquecimento muito elevadas, 950°C em

15 segundos, este processo gerou uma alta dissolução de carbono e carbonetos e uma fração

maior de austenita retida próximo a 15,3%, podendo estar relacionado com diminuição da

temperatura inicial e final da transformação martensítica. Se comparado com o processo

convencional onde a microestrutura apresentou um menor índice de austenita retida próximo

de 7,8 %, outro fator determinante para o resultado, foi a utilização da estabilização em água

gelada após o resfriamento em óleo, aumentando o percentual de martensita transformada. As

condições de austenitização determinaram as condições finais da microestrutura e contribuem

para a resistência final do componente. (ROLLMANN, KAISER, KLOOS, BERGER)

Micrografia 2: Microestrutura da área 1 tratamento térmico convencional

74

Micrografia 3: Microestrutura área 2 tratamento térmico convencional

Micrografia 4: Microestrutura área 3 tratamento térmico convencional

75

Micrografia 5: Microestrutura da área 4 tratamento térmico convencional

Micrografia 6: Microestrutura do núcleo – tratamento térmico convencional, com dureza de

62 HRC, 7,8% de austenita retida e isento de descarbonetação

76

Micrografia 7: Tamanho de grão austenítico área 1 convencional

Micrografia 8: Tamanho de grão austenítico área 2 processo convencional

77



78

Micrografia 11: Microestrutura da área 1 processo de austenitização por indução


79



80

Micrografia 15: Microestrutura do núcleo resultante do processo de austenitização por

indução, com dureza de 61 HRC, 15,3 % de austenita retida e isento de descarbonetação

Micrografia 16: Tamanho de grão austenítico área 1 processo de austenitização por indução

81



82


A comparação entre as microestruturas indicam o efeito da taxa de

aquecimento até a temperatura máxima para os dois tipos de tratamento térmico. O tratamento

térmico convencional, portanto, menor taxa de aquecimento sendo 36,95 °C/s até 850 °C teve

uma melhor distribuição na dissolução de carbono, particulamente concentrada nas regiões

próximas aos contornos de grão austenítico micrografia 6. (CLARKE, TYNE,2006)

A velocidade de aquecimento por indução de alta freqüência varia de 27 a 227

°C/s, o que chega a 100 vezes mais rápido que a velocidade de aquecimento no forno

convencional e condiciona importantes particularidades da transformação microestrutural. Isto

ocorre porque a velocidade de nucleação da austenita cresce mais rapidamente que a sua

velocidade de crescimento linear. As micrografias 11 a 15 indicam uma condição homogênea

em toda a seção transversal do anel, resultado da estabilidade do processo de aquecimento e

resfriamento. (CLARKE, TYNE,2006)

Mesmo com uma maior taxa de aquecimento, o processo por indução resultou

praticamente no mesmo tamanho de grão austenítico final que o processo convencional. sendo

classificado como número 9 ASTM, sugerindo que as propriedades mecânicas são muito

próximas para os dois processos, o não crescimento de grão foi atrelado a difusão de átomos

pequenos de carbono devido a um aquecimento em 950 °C e rápido resfriamento após 15

segundos O delineamento dos contornos de grão da microestrutura para o processo por

indução não ficaram com a mesma intensidade do processo convencional sendo que o reativo

83

utilizado oxida o contorno de grão quando tem segregação de fósforo (P), quando o material é

austenitizado em forno convencional o tempo de austenitização é maior dando tempo para o

fósforo (P) segregar para o contorno de grão. A duas amostras não apresentaram nível de

descarbonetação perceptível via microscopia óptica, mesmo para o processo de indução que

não utilizou nenhum tipo de atmosfera controlada.

Os gráficos 5 e 10 são apresentados os resultados obtidos da análise

dimensional de ovalização dos anéis internos de rolamento utilizando como referência o

diâmetro Dk e para planicidade. No gráfico é possível observar a diferença das médias e o

desvio padrão dimensional entre os processos de têmpera convencional e por indução. Este

resultado já era esperado, devido à falta de controle de posição da peça durante o resfriamento

convencional gerando diferentes gradientes térmicos durante a transformação de fase. No

processo por indução, todas as peças foram aquecidas e resfriadas utilizando um dispositivo

mecânico que garantiu a mesma posição, resultando em melhores resultados. O processo de

tratamento térmico por indução gerou menores deformações que processos de tratamento

térmicos convencional. (TOTTEN, 2007)

O nível de ovalização pode ser observado nos gráficos 5 e 6 e indicam o que

61% dos anéis temperados no processo convencional estão acima da tolerância exigida para o

processo de retífica, enquanto apenas 17 % dos anéis temperados no processo por indução,

ficaram acima da tolerância. Um dos fatores para esta diferença esta durante o aquecimento,

Se a posição do componente durante a austenitização não é uma variável controlada do

processo, isto se torna um fator significante que pode ser explicado pela fluência devido a

gravidade. Quando o aço é elevado a altas temperaturas, para este processo até 850°C, a

fluência pode ocorrer abaixo do limite de escoamento. A fluência é um processo contínuo

dependente do tempo, outros fatores também podem ter contribuído para uma maior

deformação para o processo convencional, como atrito entre as peças durante o aquecimento

induzindo diferentes pontos de fluência. (Surm, Kessler, Hoffmann, Mayr,2005)

84

Gráfico 5: Capabilidade ovalização após tratamento térmico convencional

Gráfico 6: Capabilidade ovalização tratamento térmico com aquecimento por Indução

85

Gráfico 7: Valores de ovalização após os tratamentos térmicos

Gráfico 8: Capabilidade planicidade após tratamento térmico convencional

86

Gráfico 9: Capabilidade planicidade após têmpera por indução

Gráfico 10: Valores de ovalização após os tratamentos térmicos

As tensões que são geradas internamente podem ser de duas naturezas: tensões

estruturais e tensões térmicas, sendo que estas últimas ocorrem ao fato das diferentes seções

das peças se resfriarem em velocidades diferentes. Quando essas tensões internas ultrapassam

87

o limite de escoamento do aço, ocorre sua deformação plástica e as peças apresentarão essas

deformações não desejadas (ovalização). Os resultados dimensionais encontrados para

planicidade conforme os gráficos 8 a 10 determinam que os dois processos geram valores

aceitáveis e podem ser considerados os mesmos.

Os valores do perfil de tensão residual das peças tratadas nos dois processos

são apresentados na tabela 9 e no figura 46. O perfil de tensão residual apresentado nas duas

peças pode ser considerado os mesmos principalmente porque o erro na medida de tensão

residual por difração de raios-X pode atingir até ± 30 MPa. Portanto, a explicação para uma

menor ovalização das peças tratadas no processo por indução parece estar relacionada ao

dispositivo mecânico que garante um melhor posicionamento das peças durante o

aquecimento e resfriamento. Outro fator fundamental para os mesmos valores de tensão

residual foi à aplicação do revenimento convencional para ambos os processos.

Tabela 9: Valores de tensão residual para os processos de indução e convencoanl.

Distância da superfície (µm) Indução (MPa) Convencional (Mpa) 0 160 162 10 117 107 20 81 19 40 -23 -72 60 5 -35

100 11 31 150 20 89 250 24 23 350 75 107

88

350250150100604020100

150

100

50

0

-50

-100

Distância da Superfície (µm)

MPa

Indução

Convencional

Variable

Resultados Tensão Residual

Gráfico 11: Valores de tensão residual após os tratamentos térmicos

Nas tabelas 10 e 11 são apresentados os resultados de fadiga dos corpos-de-

prova do aço DIN 100 Cr6 submetidos à têmpera por indução e convencional e revenimento.

Alguns corpos-de-prova ensaiados em fadiga romperam fora da seção reduzida, devido

provavelmente a trincas provenientes da retifica. Estes corpos-de-prova não foram incluídos

nas tabelas 10 e 11. Nota-se nas tabelas 10 e 11 que, em geral, os corpos-de-prova suportavam

um alto número de ciclos (acima de 10.000.000) ou rompiam com um baixo número de ciclos,

da ordem de dezenas de milhares de ciclos. Poucos corpos-de-prova romperam com um

número intermediário de ciclos, entre centenas de milhares e alguns milhões. Este fato pode

estar relacionado com os problemas citados de retifica nos corpos-de-prova. Numa análise dos

resultados apresentados nas tabelas 10 e 11 não pode-se notar diferenças significativas entre

os comportamentos em fadiga dos corpos-de-prova submetidos à têmpera convencional e por

indução.

89

Tabela 10 Resultados dos ensaios de fadiga dos corpos-de-prova do aço DIN 100 Cr6

submetidos à têmpera por indução e revenimento

Corpo-de-prova Tensão Máxima [MPa] Número de Ciclos até a

Ruptura 2 982,6 22.100 4 1.091,8 11.700 6 655,1 412.000 8 873,4 42.100 10 873,4 19.400 12 545,9 10.000.000 14 436,7 10.000.000 16 1.091,8 45.000 18 764,3 10.000.000 20 655,1 10.000.000 22 818,8 859.500 24 982,6 23.000 26 982,6 16.600 28 873,4 40.800 30 873,4 10.700 32 818,8 44.700 34 818,8 19.100 36 818,8 13.200 38 764,3 3.231.300

* Ensaio interrompido com 107 ciclos sem romper.

Tabela 11: Resultados dos ensaios de fadiga dos corpos-de-prova do aço DIN 100 Cr6

submetido à têmpera convencional e revenimento.

Corpo-de-prova Tensão Máxima [MPa]

Número de Ciclos até a Ruptura

1 982,6 263.000 3 873,4 79.700 5 1.091,8 15.700 7 1.091,8 37.100 9 982,6 56.500 11 873,4 47.900 13 436,7 10.000.000 15 545,9 10.000.000 17 764,3 31.200 19 764,3 10.000.000 21 655,1 10.000.000 23 982,6 9.700 25 873,4 14.500 27 818,8 114.300 29 764,3

* Ensaio interrompido com 107 ciclos sem romper.

90

No gráfico 12 foi colocada num mesmo sistema de coordenadas a tensão

máxima do ciclo de tensão reversa versus o logaritmo do número de ciclos até a ruptura,

obtidos nos ensaios de fadiga dos corpos-de-prova do aço DIN 100 Cr6 submetidos à têmpera

por indução e convencional e revenimento. Os ensaios de fadiga dos corpos-de-prova que

suportaram 107 ciclos ou mais foram interrompidos sem fraturar e este número de ciclos foi

utilizado no gráfico. Nota-se nesta figura, apesar das dificuldades experimentais, que para os

dois tratamento térmicos o limite de fadiga se encontra na faixa entre 700 e 750 MPa.

3 4 5 6 7 8

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

1000

1100

1200

Convencional

Indução

Te

nsão

Má

xim

a [M

Pa]

Log Número de Ciclos

Gráfico 12: Tensão máxima em função do logaritmo do número de ciclos até a ruptura dos

corpos-de-prova do aço DIN 100 Cr6 submetidos à têmpera por indução e convencional e

revenimento, e ensaiados em fadiga.

Na figura 44 é apresentada uma visão geral da superfície de fratura do corpo-

de-prova 1, temperado de maneira convencional, submetido ao ensaio de fadiga. O ensaio foi

executado com uma tensão relativamente elevada. Observa-se nesta visão geral uma nítida

linha dividindo a superfície de fratura em duas regiões. Este perfil da fratura ocorreu em todos

os corpos-de-prova ensaiados em fadiga, tanto os submetidos à têmpera convencional como

por indução. Observa-se também em todos os corpos-de-prova o início da propagação das

trincas na periferia das superfícies de fratura, como mostrado em detalhe na figura 45. Na

figura 46 é apresentada um detalhe da iniciação da trinca da superfície de fratura do corpo-de-

91

prova 6. Este corpo-de-prova foi submetido à têmpera por indução e o ensaio de fadiga foi

executado a uma tensão mais baixa. Observa-se que a região de propagação de trinca do

corpo-de-prova 6 se estendeu por uma região maior do que no corpo-de-prova 1. Nos corpos-

de-prova ensaiados em fadiga em tensões mais elevadas, como os corpos-de-prova 4 e 5

(figura 47 e 48), as regiões de propagação de trincas são praticamente imperceptíveis,

conduzindo o material a uma rápida ruptura com baixos ciclos.

Figura 44 Visão geral da superfície de fratura do corpo-de-prova 1 ensaiado em fadiga e

observada por microscopia eletrônica de varredura.

92

Figura 45 Detalhe da periferia da superfície de fratura do corpo-de-prova 1 ensaiado em

fadiga e observada por microscopia eletrônica de varredura.

Figura 46: Detalhe da periferia da superfície de fratura do corpo-de-prova 6 ensaiado em

fadiga e observada por microscopia eletrônica de varredura

93


fadiga e observada por microscopia eletrônica de varredura.


fadiga e observada por microscopia eletrônica de varredura

94

Nas figuras 49 e 50 são apresentados detalhes das superfícies de fratura dos

corpos-de-prova 1 e 6. Não existe grandes diferenças entre as superfícies de fratura dos

corpos-de-prova submetidos a têmpera convencional e por indução. Notam-se nestas figuras a

presença de microcavidades coexistindo com facetas de quasi clivagem. Nas superfícies de

fratura dos corpos-de-prova submetidos a ensaios de fadiga com tensões maiores (corpos-de-

prova 4 e 5) observam-se os mesmos aspectos. Contudo, parece existir uma quantidade maior

de regiões com a presença de facetas de quasi clivagem, como pode ser observado na figura

51. Outra característica que parece ocorrer nas superfícies de fratura dos corpos-de-prova

submetidos à têmpera por indução é a indicação de uma morfologia de martensita diferente do

processo convencional.

Figura 49: Detalhe da superfície de fratura do corpo-de-prova 1 ensaiado em fadiga e


95





96

5 CONCLUSÕES

A análise dimensional e as medidas de tensão residual por difração de raios-X

dos anéis de rolamentos aço cromo submetido a tratamentos térmico convencional e indução

evidenciaram as seguintes conclusões:

• O processo de têmpera por indução e revenimento convencional

provocou uma ovalização menor nos anéis de rolamento do que o processo

convencional.

• Os resultados de microestrutura e dureza para o processo de

indução indicam que o processo pode ser aplicado em rolamentos.

• Os valores obtidos de tensão residual não permitem definir

nenhuma relação com a deformação final do produto porém sustentam a aplicação

deste processo para rolamentos manufaturados em aço DIN100 Cr6.

• A industrialização do processo de indução vai eliminar os

controles dimensionais intermediários e possibilita a não utilização de atmosfera

controlada.

• Os resultados do ensaio de fadiga indicaram que os dois

processos de tratamento térmico possuem os limites de fadiga próximos.

• Para continuação deste trabalho torna-se importante o

desenvolvimento do processo de revenimento por indução e testes de bancada em

rolamentos montados.

97

REFERÊNCIAS

ASM HANDBOOK. Heat Treatment. V. 4. 2ª ed. USA: ASM International, 1998, p.1012 ASM, Quenching and control of distortion 2ª ed. USA. ASM International, 1989, p. 84 AMERICAN SOCIETY FOR METALS (ASM) Induction Heat Treatment of Steel, Ohio, 9 , p.5, 1986. BATTES C. E., CLINTON N. A., TOTTEN, G. E., Handbook of Quenchants and Quenching Technology. ASM, p. 154, 1993 CALLISTER, W. D. JR., Fundamento da Ciência e Engenharia de Materiais;Rio de Janeiro, 2ª edição, p. 245, 2006 CANALE L., RUGGIERI J.E., CRNKOVIC O.R., TOTTEN G.E. Brazilian Quenching Oils: Classification of Quench Severity. St. Louis: ASM International, p. 200 CLARKE K. D., TYNE V. C. J., Effect of Prior Microstructure Scale and Heating Rate on Carbide Dissolution and Austenite Formation In Spheroidized 52100 Steel Advanced Steel Processing and Products Research Center, Colorado p. 5-7, 2006. FELIPPE, D. M., Estudo da alteração dimensional de capas de rolamento após tratamento térmico de têmpera e revenimento. Trabalho de Conclusão de Curso (Graduação em Engenharia de Materiais))-Universidade Presbiteriana Mackenzie, São Paulo, 2006. FERREIRA, C. R., ARAÚJO, F. G. S., OLIVEIRA, C. P., COTA, A. B. Tratamento Térmico por Indução Eletromagnética em Tubos de Aço SAE 1045 para Produção de Hastes de Sondagem Geológica. Metalurgia & Materiais, Ouro Preto, p. 23-26, 2004. GARCIA A., SANTOS C. A., SPIM J. A. Ensaios dos Materiais. 1ª ed. Brasil: LTC, p. 129-147, 2000. GOLDENSTEIN, H. Bainita nos aços. In: Bott, I. (editor). Aços: perspectivas para o próximos 10 anos, Rio de Janeiro, Recope, p. 77-88, 2002 GRUM J., TOOTEN, G. E., Failure analysis of heat treatment components, 2008 Hoffmann F., Kessler O., Mayr P., Surm H., of machining and heating parameters on distortion of AISI 52100 steel bearing rings Int. J. Materials and Product Technology, Germany Vol. 24, p. 279-281, 2005 HONEYCOMBE, R. W. K. Steels: Microstructure and properties. London: Edward Arnold, p. 243, 1981. KRAUSS, G. Steels: processing, structure and performance. Materials Park: ASM International, 2005.

98

MARDER, A.R.,; KRAUSS, G. The morphology of martensite in iron-carbon alloys. Transactions ASM, 1967, v. 60, p. 651-660 MONTE, M, Z. Determinação das Tensões Residuais em Aços de Baixo Carbono Cementados, Temperados e Revenidos. Trabalho de Conclusão de Curso (Graduação em Engenharia de Materiais) - Universidade Presbiteriana Mackenzie, 2005 PORTELA, P.D. Adolf Martens – and his contrbutions to materials engineering, in http:// www.msm.cam.ac.uk/phase-trans/2002/Matens.pdf consultado em 10/2009, 2006 ROLLMANN J., KAISER B., KLOOS K.H., BERGER C., Intrinsic Material Properties After Short Time Austenitization. 1st International Induction Heat treating Symposium, 1997, Germany, Univerity of Darmstadt, Darmstadt, 1997. RUDNEV, V., LOVELESS, D., COOK, R., BLACK M. Handbook of Induction Heating. 3ª ed., Switzerland, ed. Marcel Dekker, p99-219, 2003 SAMUELS, LEONARD E. Optical Microscopy of Carbon Steels.2ª ed. USA: ASM, 1980 SILVA, Paulo Rogério Tavares da, Análise do comportamento em fadiga do aço SAE 52100 sob diferentes condições microestruturais. 2001. Tese (Doutorado em Engenharia)-Universidade Federal do Rio Grande do Sul, Porto Alegre,2001. SKF, Catálogo geral de rolamentos. 2ª ed. Brasil. 2001. SOUZA, S. A. Ensaios Mecânicos de Materiais Metálicos Fundamentos Teóricos e Práticos. 5ª ed. Brasil: Edgard Blucher, p. 173-175, 2000. SPIM, Jaime Álvaro.Tratamentos Térmicos e Temoquímicos. 2ª ed. Brasil: ABM, 2003. THELNING, K. Steel and its heat treatment,bofors handbook. London: Butterworths, 1975. STROHAECKER, T, R. Mecânica da fratura Aplicada À Área de Fadiga. Caderno Técnico Metalurgia e Materiais, p299, Junho,2005. TOTTEN, G. E., HOWES, M.A.H. Steel Heat Treatment Handbook. New York, p. 765 -911 TOTTEN, G. E. Steel Heat Treatment: Equipment and Process Design. Taylor & Francis, 2007.

99

APÊNDICE A

Resultados ensaio jominy para o aço 100Cr6, temperatura de austenitização de 850° C para

diferentes tempos de austenitização

projeto mestrado 06 03 10 - tede.mackenzie.brtede.mackenzie.br/jspui/bitstream/tede/2746/2/douglas...

Documents