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Capítulo 3 – Fadiga dos metais (^415)
MÓDULO QUATRO – Capítulo 3:
FADIGA DOS METAIS
Fadiga [1, 2, 3] é o processo progressivo e localizado [4 - 10] de falha de um material, sob carregamento cíclico. Cerca de 80 a 90% das falhas [8, 9, 11, 12 - 14] que ocorrem em componentes e/ou estruturas são causadas por fadiga. Afeta, portanto, qualquer componente que se move e/ou que esteja sob solicitação cíclica, tais como automóveis nas estradas, aviões (principalmente as asas e a junção dessas com a fuselagem) em pleno vôo, pontes sob veículos, navios em alto mar, sob o impacto das ondas [15].
Alguns parâmetros importantes em fadiga, conforme ilustrados na Figura 3.1, podem ser definidos da seguinte maneira:
- faixa de tensão, ∆σ = σmáx - σmin (3.1)
- amplitude de tensão, σa = (σmáx - σmin)/2 (3.2)
- tensão média, σm = (σmáx + σmin)/2 (3.3)
- razão de tensão, R = σmin/σmáx. (3.4)
Figura 3.1 – Esquema representando os parâmetros de fadiga[1, 2].
3.1 – Abordagem pela Curva de Wöhler
O comportamento em fadiga é bastante estudado através da curva de Wöhler ou S-N, onde S e N são a tensão alternada aplicada e o número de ciclos para a fratura (vida em fadiga), respectivamente.
O ensaio de fadiga que gera a curva S x N está padronizado pela ASTM através da norma E 466-82: Conducting Constant Amplitude Axial Fatigue Tests of Metallic Materials. Nesse ensaio a característica principal é a tensão limite de resistência à fadiga - σaLRF, que consiste no valor de tensão abaixo do qual o material não se fratura por fadiga. A Figura 3.2 ilustra de modo esquemático uma curva S x N para uma liga ferrosa (A) e não ferrosa (B). Note nessa figura que o aço apresenta um patamar (σaLRF) enquanto que o mesmo não se verifica na liga não ferrosa.
416 MÓDULO QUATRO – Resistência Mecânica
Figura 3.2 - Curva esquemática tensão (S) versus número de ciclos (N); (A) Liga ferrosa e (B) liga não ferrosa. σaLRF é a tensão limite de resistência à fadiga [1].
A Figura 3.3 também é esquemática e serve de suporte para uma breve análise sobre a curva de Wöhler.
Figura 3.3 - Esquema de uma curva de Wöhler para aços [1].
Conforme norma ASTM E 466 – 82, o CP para plotar a curva S-N é liso, sendo que a área hachurada, mostrada na Figura 3.3 representa a dispersão de resultados que pode ocorrer. Contudo, ao ensaiar um CP com entalhe essa dispersão é diminuída.
A área 1 representa a região da fadiga de baixo ciclo (FBC), que ocorre para tensões elevadas e uma vida em fadiga pequena.
O círculo 2, próximo a σaLRF representa a região da fadiga de alto ciclo (FAC), que ocorre para tensões menores e com uma vida em fadiga bem maior. A assíntota implica que existe um valor de S para o qual o material não rompe por fadiga.
Essa metodologia proposta por Wöhler (1860/1870) apresenta algumas desvantagens [3, 16]:
418 MÓDULO QUATRO – Resistência Mecânica
Critério de Gerber: ⎟
= − ⎟ ⎠
⎞ ⎜ ⎝
⎛
σ
σ σ σ
LR
m
a aLRF
2
Desses critérios, o de Soderberg é o mais conservativo, uma vez que o máximo valor que σm pode assumir é σLE.
As solicitações em fadiga caracterizam-se, em geral, por um conjunto de valores σm e σa. Se σmáx = σmin, σa = 0 e a tensão média, σm deve ser menor que σLE e σLR. Por outro lado, se σm = 0, σa não deve, em princípio, exceder a σaLRF.
Figura 3.4 - Resultados experimentais em aços e ligas de alumínio, segundo os critérios de Soderberg, Goodman e Gerber [27].
3.3 – Fadiga de Baixo Ciclo
A fadiga de baixo ciclo (FBC) e a fadiga de alto ciclo (FAC) são melhor compreendidas por meio da análise de uma curva ε - Nf esquemática.
Aichbhaumik [28], ao estudar um aço microligado ao Nb, cujas amostras foram retiradas de uma mesma bobina verificou que em FBC o comportamento desse material é insensível a variáveis, tais como espessura, composição química e posição da bobina, sendo similar aos resultados obtidos para o material sem pré-deformação.
A FBC ocorre em baixos ciclos (<10 5 [15] ou < 10 3 [29]), onde as deformações plásticas são mais significativas que as elásticas, conforme mostra a Figura 3.5.a [8]. A FAC ocorre acima de 10 3 ou 10 5 ciclos e é caracterizada por apresentar deformações elásticas maiores que as plásticas.
Capítulo 3 – Fadiga dos metais (^419)
Figura 3.5.a – Curva esquemática Amplitude de Deformação versus Vida, apresentando além da curva total (∆ε/2), as componentes elástica (∆εe/2) e plástica (∆εp/2). εp e εe significam domínio da deformação plática e elástica, respectivamente [8].
Meyers e Chawla [11] relatam que Manson e Hirschberg mostraram que para um material sujeito a uma faixa de deformação ∆εt (elástica + plástica) pode-se determinar a resistência à fadiga por uma superposição dos componentes de deformação elástico e plástico. Dessa forma, a expressão (3.8), apresentada a seguir reúne, segundo a notação de Morrow [11], as parcelas elástica (∆εe/2) e plástica (∆εp/2) das curvas representadas na figura anterior. Ressalta-se ainda que o componente elástico da deformação é descrito pela equação de Basquin (proposta em 1910) [8], enquanto o componente plástico é descrito pela relação de Manson-Coffin (1960) [8, 11, 30].
( N f ) ( Nf )
E
c f
e p f b
'
'
ε
∆εe/2 é a amplitude de deformação elástica; σ’f , o coeficiente de resistência à fadiga, igual ao intercepto de tensão para 2N (^) f = 1; Nf , o número de ciclos para falha; b, o expoente de resistência à fadiga; ε’f , o coeficiente de ductilidade em fadiga, igual ao intercepto de deformação em 2Nf = 1 e c, o expoente de ductilidade em fadiga. As expressões para calcular b e c são:
b = −( n '^ ( 1 + 5 n ')) (3.8)
c = −( 1 ( 1 + 5 n ')) (3.9)
onde n ’^ é o coeficiente de encruamento cíclico.
Ressalta-se que as duas expressões acima, ou seja, (3.8) e (3.9) devem-se a Morrow [11]. Sandor [15] ainda apresenta que para muitos metais sujeitos à FBC c varia entre – 0,5 e – 0,7.
Capítulo 3 – Fadiga dos metais (^421)
3.6 – Fatores que exercem Influência sobre a Fadiga
Vários são os fatores que exercem influência sobre o processo de fadiga, podendo ser, contudo, associados: ao material, ao processamento empregado na produção do material, à forma de carregamento cíclico e ao acabamento superficial.
3.6.1 – Fatores associados ao Material
3.6.1.1 – Influência da Microestrutura
Conforme visto anteriormente no item 3.2, algumas pesquisas [12, 21, 26] mostram que a microestrutura exerce influência direta sobre o σaLRF. Breen e Wene [12], por exemplo, expõem que para uma microestrutura martensítica, a relação σaLRF/σLR é de 0,26 a 0,30, ao passo que uma microestrutura completamente revenida apresenta variação entre 0,55 e 0,62. Ressalta-se que esses dados foram obtidos para aços na faixa de 0,40 %C [12].
Quanto ao valor de 0,5 para a relação σaLRF/σLR , apesar de ser conservativo é freqüentemente adotado [12] para aços com microestrutura martensítica revenida, contendo 80% de martensita e com uma dureza de 40 HRC ou inferior. Para 20 e 70% de martensita a relação é de 0,45 e 0,48, respectivamente.
Starke e Lütjering [31] comentam que a microestrutura que oferece a melhor resistência à iniciação da trinca de fadiga não é a mais desejável para a propagação.
Nisitani et al. [32] ponderam que quando o comprimento da trinca é pequeno (da ordem do tamanho de grão), o seu comportamento no processo de propagação é fortemente afetado pela microestrutura (contorno de grão, fases resistentes como perlita e martensita). Entretanto, na presença desses mesmos constituintes, o efeito da microestrutura desaparece com o aumento do comprimento da trinca.
3.6.1.2 – Influência do Tamanho de Grão
De um modo geral, muitas pesquisas [10, 12, 16, 25, 31, 33 - 36] concordam que altos valores de resistência à fadiga são usualmente associados a material com tamanho de grão (TG) pequeno, o qual promove o retardamento da nucleação da trinca de fadiga.
Menor TG proporciona que a vida Ni seja maior que a vida N (^) p, ocorrendo o inverso para TG grande. E quanto maior for o TG [16, 34, 36], maior será o valor de ∆Kth e mais para a direita estará a curva da/dN X ∆K.
3.6.1.3 – Influência dos Precipitados
Várias pesquisas [18, 31, 37 - 39] apresentam que os precipitados exercem influência sobre o comportamento em fadiga dos materiais. Quanto aos aços microligados, ao Nb por exemplo, caso os precipitados neles contidos estejam finamente dispersos na matriz e sejam do tipo carbonitretos [37 - 39], causam amolecimento cíclico (o qual será mais detalhado em tópicos a seguir) no material. Isso ocorre devido a esses precipitados interagirem com as discordâncias, podendo ser cisalhados, contornados ou parados por essas. Dessa forma, os precipitados podem atrasar ou parar o movimento das discordâncias geradas durante o carregamento cíclico.
A Figura 3.6 [31], apresenta de modo esquemático dois fatores microestruturais característicos que podem resultar em deformação localizada e conduzirem à nucleação da trinca de fadiga: precipitados cisalhados (Figura 3.6a) e precipitados não cisalhados (Figura 3.6b).
422 MÓDULO QUATRO – Resistência Mecânica
Figura 3.6 - Representação esquemática dos dois aspectos microestruturais que resultam em deformação localizada: (a) precipitados cisalhados e (b) precipitados em zonas livres (não cisalhados) [31].
Durante a deformação plástica [11, 31], dependendo do tamanho, espaçamento, forma, natureza e grau de coerência, os precipitados são cisalhados ou contornados por discordâncias. Quando as partículas coerentes [31] são cisalhadas por discordâncias, a resistência é, então, reduzida. Isso se faz sucessivamente para um movimento adicional de discordâncias, concentração de deslizamento e destruição dos agentes que proporcionam a resistência mecânica do material.
Em pequenas amplitudes de deformação [31], uma amostra com precipitados não cisalhados endurece mais amplamente que uma que apresente precipitados cisalhados e, então, amolece. Conseqüentemente, para um teste controlado por deformação, a falha ocorre mais cedo para amostras com precipitados não cisalhados, os quais são pontos de concentração de tensão e, portanto, locais onde preferencialmente tenderá a ocorrer empilhamento de discordâncias. Essas, por sua vez, levam ao acúmulo de dano, geração de BDP’s, nucleação de microtrinca que, por fadiga, crescem até uma trinca fatal. Essa, enfim, propaga-se até a fratura do material.
Starke e Lütjering [31] salientam que uma liga metálica que possua dispersões de precipitados não cisalhados misturados a precipitados cisalhados apresenta aumento das tensões de resistência à fadiga e da vida em fadiga. Esses autores [31] afirmam que para uma mesma amplitude de tensão, uma liga Al 2024 (precipitados cisalhados e não cisalhados) apresentou maior vida em fadiga que a liga Al X-2024 (precipitados cisalhados). Dessa forma, a curva S-N da liga Al 2024 apresenta-se mais deslocada para cima e para a direita que a liga Al X-2024.
Gonzales e Laird [39] estudaram um aço microligado ao Nb com tamanho de grão entre 5 e 7 μm. Quanto a extensão da zona plástica, esses autores sugerem que a mesma é retardada pelos precipitados de carbonitretos de Nb, finamente dispersos. Essa pode ser uma explicação parcial para a natureza do amolecimento cíclico gradual em aços ARBL. Tal hipótese é suportada pelas descobertas feitas por esses autores ao observarem, via MET, que discordâncias individuais interagem com essas partículas de precipitados finos.
Ressalta-se que uma vez que os precipitados estejam sob a forma de partículas incoerentes com a matriz metálica e não sejam cisalhados pelas discordâncias constituirão pontos de concentração de tensão, os quais com a progressão do carregamento cíclico também podem se tornar sítios de nucleação da trinca de fadiga. Contribuem, dessa forma, com a etapa de iniciação da trinca de fadiga.
424 MÓDULO QUATRO – Resistência Mecânica
3.6.1.2 – Influência da Anisotropia de Propriedades Mecânicas
Vários trabalhos [3 – 5, 28, 41, 49 - 52] apresentam a influência da anisotropia da microestrutura sobre a resistência à fadiga.
Estudando aços API X-70, microligados ao Nb e Nb-V, Spinelli et al. [49] notaram a existência de anisotropia nas propriedades de tenacidade à fratura, tração e propagação de trinca por fadiga em relação as direções T-L e L-T, para ambos os aços. Os valores que encontraram para o ∆Κth foram determinados entre 5,0 e 5,4 MPa m1/2, nas direções T-L e L-T, para os dois aços estudados. Esses autores [49] salientam também que tais valores estão abaixo dos encontrados para aços com estrutura ferrita-perlita obtidos por processos convencionais.
Godefroid [3] comenta que a orientação S-L, para materiais laminados planos, é a que mais desloca a curva da/dN X ∆K para a esquerda, apresentando, portanto, ação negativa sobre a propagação da trinca de fadiga. Essa orientação também é prejudicial para ensaios de levantamento de curva S-N.
3.6.2 – Fatores Associados ao Processamento do Material
3.6.2.1 – Influência do Processamento de Fabricação
Tratamentos termomecânicos [53 - 55], bem como os tratamentos térmicos definirão a microestrutura final do material, a qual, além da dependência dos fatores inerentes a cada tipo de tratamento, variará de acordo com as propriedades finais desejadas.
Dessa forma, o tipo de processamento empregado na fabricação de um determinado material também deve ser especificado, pois o mesmo torna-se de grande importância quando objetiva-se otimizar produtos e/ou elaborar novos materiais.
3.6.3 – Fatores Associados à Forma de Carregamento
3.6.3.1 – Influência da Razão de Tensão
Quanto maior a razão de tensão (R) [8, 9, 16, 30, 36, 56 - 61] mais rigorosa é a situação de ensaio. Ao manter R constante, a tensão média (σm) varia; o contrário ocorrendo se σm permanecer constante. A Figura 3.7 a seguir apresenta a influência de R sobre a curva S-N. Quanto maior o R, mais deslocada para baixo estará a curva S-N, enquanto que o efeito sobre a curva da/dN X ∆K consiste em deslocá-la para a esquerda, diminuindo o ∆Kth.
Figura 3.7 – Gráfico esquemático mostrando a influência de R sobre a curva S-N [1].
Capítulo 3 – Fadiga dos metais (^425)
3.6.3.2 – Influência da Tensão Média
A tensão média, σm [8, 9, 11, 14, 30, 58, 62, 63], exerce efeito similar a R, ou seja, quanto maior for σm mais para baixo será deslocada a curva S-N, bem como o σaLRF. A Figura 3.8 [11] esquematiza a influência de σm sobre a Curva S-N.
Figura 3.8 – Gráfico esquemático, mostrando o efeito de σm sobre as curvas S-N [11].
O σaLRF é pouco [14] afetado pela σm quando essa é menor que o σLE do material. Contudo, para σm negativo, o σaLRF torna-se maior que o menor σm trativo. Logo, σaLRF torna-se maior quanto menor for σm.
3.6.3.3 – Influência da Freqüência no Ensaio de Fadiga
Muitas pesquisas [9, 10, 25, 59, 64 - 67] mostram os efeitos da freqüência sobre a fadiga. De um modo geral, a maioria delas [9, 10, 64, 66, 67] associa freqüência com o ambiente no qual o material se encontra. Ressalta-se que para valores de freqüência usuais em ensaios de fadiga (25 Hz, por exemplo) pouco ou nenhum efeito essa causa sobre o σaLRF [65].
Para ensaios de fadiga realizados à temperatura ambiente, o efeito da freqüência [65] sobre o σaLRF torna-se significativo somente para valores superiores a 200 Hz. Para esses níveis de freqüência há, para o σaLRF de aços, um aumento entre 7 a 9%, chegando entre 63 a 80%, para valores elevadíssimos (100000 Hz).
3.6.4 – Fatores Associados ao Acabamento Superficial
Acabamentos superficiais diferentes conduzem também a comportamentos, em fadiga, diferentes [12, 21, 22, 48, 64, 68 - 70].
Nisitani e Imai [68], estudaram o comportamento em fadiga de um aço médio C (0,45%) normalizado (CN) e temperado e revenido (CT). Os CP’s de fadiga foram cilíndricos. Fez-se dois acabamentos superficiais: em lixas de 120, e em lixas 600, ambos seguidos de polimento eletrolítico, segundo as direções longitudinal (L) e transversal (T).
A Figura 3.9 [68] a seguir resume os dados obtidos por esses autores, bem como a influência do acabamento superficial sobre o comportamento em fadiga do material com microestruturas diferentes (CN e CT). L e C significam direção longitudinal e circunferencial, respectivamente.
Capítulo 3 – Fadiga dos metais (^427)
formavam intensas bandas de deslizamento que persistiam, mesmo após remoção, de uma fina camada superficial, por polimento eletrolítico.
Com base nas pesquisas acima citadas, as bandas de deslizamento podem ser classificadas em quatro tipos, a saber:
Bandas de Deslizamento (BD): São bandas decorrentes da acomodação de deformações, causadas por esforços externos aplicados ao material.
Bandas de Deslizamento Persistentes (BDP’s): São bandas decorrentes da acomodação de deformações, causadas por esforços externos aplicados ao material que, porém, permanecem no material, mesmo após um ou vários polimentos eletrolíticos.
Bandas de Deslizamento de Fadiga: São bandas decorrentes do carregamento cíclico do material.
Bandas de Deslizamento Intensas: Quando há ocorrência, no material, de grande quantidade de bandas de deslizamento.
Lukáš [73] por sua vez apresenta que o aparecimento das bandas de deslizamento de fadiga coincide com o final do endurecimento/amolecimento cíclico macroscópico. As microtrincas de fadiga são detectadas no interior dessas durante a ciclagem. Faz-se a ressalva que as bandas de deslizamento de fadiga podem constituir BDP’s.
Fuchs [8] apresenta, conforme Figura 3.10, o desenvolvimento das BD’s durante o processo de fadiga. Nota-se o aumento da quantidade das BD’s com o respectivo aumento do número de ciclos: de 10 4 ciclos, para 5X10 4 ciclos (Figura II.26b) e finalmente 27X10 4 ciclos.
(a) (b) (c) Figura 3.10 – Progressivo aumento do deslizamento (BD’s) em metais sujeitos a carregamento cíclico. Níquel policristalino puro [8].
As BD’s [16] podem ser somente responsáveis pela iniciação da trinca ou podem interagir com defeitos, tais como “pits” de corrosão ou com partículas de segunda fase resistentes.
Segundo Nisitani e Imai [68] a distribuição das BD’s depende da rugosidade (R (^) máx) sobre a superfície da amostra. As BD’s se distribuem uniformemente sobre uma superfície lisa (R (^) máx ≤ 2 μm de rugosidade), enquanto elas tendem a se concentrar sobre as bases de riscos regulares ou irregulares de uma superfície rugosa (R (^) máx = 20 μm).
3.7.1 – Deslizamento das Discordâncias
Hertzberg [30] e Lopez [84] apresentam os sistemas de deslizamentos para os materiais com estrutura CFC e CCC.
428 MÓDULO QUATRO – Resistência Mecânica
Para cristais CFC, o deslizamento ocorre nos planos {111} e na direção < 110 > paralela as diagonais das faces do cubo. Ao todo são doze sistemas de deslizamentos (quatro planos {111} e três direções < 110 >).
Para cristais CCC o deslizamento ocorre nos planos {110} e na direção da diagonal do cubo < 111 >. Adicionalmente, o deslizamento pode ocorrer nos planos {112} e {123}. O total de 48 sistemas de deslizamentos possíveis pode ser identificado baseado nas combinações desses três planos com a direção < 111 > de deslizamento.
Meyers e Chawla [11] comentam que o emprego de materiais que mostram modo planar de deslizamento ao invés de deslizamento ondulado, no qual o deslizamento cruzado é facilitado, consiste numa das maneiras de retardar o início de trincamento em fadiga. Com o deslizamento planar a deformação plástica é homogeneizada, não se acumulando em pontos localizados. Exemplos de materiais que mostram esses dois tipos de deslizamento são:
Deslizamento ondulado: Cu, Al, Fe, Ni, Ag, aços baixo C.
Deslizamento planar: Latão-α, Mg, Ti, superligas a base de Ni, aços inoxidáveis.
Starke e Lütjering [31] sugerem que ligas com deslizamento planar, com finas e estreitas BD’s são mais resistentes à fadiga que materiais com deslizamento em onda, nos quais grossas BD’s comandam a iniciação da trinca. Esses autores também comentam que em ligas comerciais endurecidas por subestruturas de discordâncias e precipitados, o deslizamento planar pode causar amolecimento nas BD’s, resultando em deformação localizada.
Ewalds e Wanhill [57] salientam que o deslizamento é uma forma muito comum de deformação plástica, enquanto Lin e Lin [85] enfatizam que o deslizamento é causado por movimento de discordâncias, que geralmente se movem ao longo de certas direções e planos cristalográficos, sendo que a velocidade desse movimento depende da tensão cisalhante resolvida (τR).
Seika et al. [86] constataram que o fenômeno do início do deslizamento por fadiga em metal é intensamente afetado pelo intervalo de interrupções de teste. Além disso, em metal o início de deslizamento por fadiga é dominado por tensão cisalhante cíclica, cuja amplitude é a máxima. A tensão média não influencia a iniciação do deslizamento, desde que a soma da amplitude de tensão e a tensão média não excedam a tensão limite de escoamento do material, ou seja, σa + σm < σLE.
3.8 – Locais de Iniciação de Trinca de Fadiga
Os prováveis locais de iniciação de trinca de fadiga [10 - 12, 16, 19, 21, 57, 71 - 73, 75, 76, 82, 87 - 92] são as bandas de deslizamento, inclusões e contornos de grãos, conforme ilustra a Figura 3.11 [11] a seguir.
Figura 3.11 – Esquema dos sítios de nucleação de trinca em fadiga [11].
Apesar de alguns trabalhos [19, 89] também apresentarem outros locais para a iniciação da trinca de fadiga, como contornos de maclas de recozimento, muitas pesquisas [10, 16, 19, 71 -
430 MÓDULO QUATRO – Resistência Mecânica
Existem outras expressões que correlacionam da/dN com ∆Κ [3, 18, 57]. Godefroid [3] apresenta oito expressões e comenta ainda que no artigo de Masounave et al., de 1980, são descritas cerca de 100 equações distintas, as quais correlacionam da/dN com ∆Κ.
3.9.1 – Aspecto Macroscópico e Microscópico da Fratura por Fadiga
Macroscopicamente, a superfície da fratura por fadiga dos materiais metálicos, geralmente com seção reta circular ou retangular, pode apresentar vários aspectos [8, 11, 20, 21, 30, 57] de acordo com o tipo de solicitação cíclica a que são submetidos.
A Figura 3.13 [30] trata-se de um exemplo clássico desse tipo de fratura, na qual identifica-se: o ponto de início da trinca, geralmente com uma inclinação próxima a 45°; a região de propagação da trinca, caracterizada por marcas de praia (visíveis a olho nu) e a região da fratura final.
Figura 3.12 – Gráfico esquemático da taxa de propagação de trinca de fadiga (da/dN) versus variação do fator de intensidade de tensão (∆Κ) [18].
Capítulo 3 – Fadiga dos metais (^431)
Figura 3.13 – Aspecto macroscópico da fratura por fadiga [30]. Note as marcas de praia.
A Figura 3.14 [8] esquematiza os aspectos das fraturas por fadiga para CP’s com seção retangular. Microscopicamente, conforme essa figura, a superfície de fratura caracteriza-se por apresentar uma pequena região de início da trinca, de aspecto liso, seguida de uma região plana (a 90° com o eixo de solicitação cíclica), na qual há estrias de fadiga, finalizando com a superfície da fratura final. Tanto a região de início da trinca quanto a da fratura final estão inclinadas, geralmente segundo um ângulo próximo a 45° com o eixo de solicitação cíclica.
Figura 3.14 – Esquema do aspecto microscópico da fratura por fadiga de materiais metálicos, mediante observações via MEV (adaptada da referência 8).
Ressalta-se que as marcas de praia e as estrias de fadiga constituem marcas periódicas que ocorrem na superfície de fratura de um material metálico, decorrente da solicitação cíclica empregada.
Capítulo 3 – Fadiga dos metais (^433)
Figura 3.15 – Aspecto da fratura por fadiga do Estágio I. MEV [20]. (a) Superfície de fratura, cristalograficamente orientada de uma liga de Ni-14Cr-4,5Mo-1Ti-6Al-1,5Fe2(Nb + Ta). (b) Superfície de fratura escalonada de uma liga ASTM F75 a base de Cobalto.
3.9.2.2 – Estágio II de Propagação da Trinca de Fadiga
Enquanto as superfícies de fratura criadas pelo Estágio I de propagação da trinca de fadiga exibem um perfil serrilhado ou facetado, o Estágio II de crescimento de trinca conduz, em muitas ligas de engenharia, a formação das estrias de fadiga, as quais foram primeiro observadas por Zappfe e Worden, em 1951. A Figura 3.16 [8, 11] representa, de modo esquemático, esse estágio de crescimento da trinca.
Note na Figura 3.16(a) que cada círculo representa uma estria. Com relação a Figura 3.16(b), veja que próximo ao ponto de iniciação, a trinca propaga-se em um plano a 90° com o eixo de solicitação. É nessa região, macroscopicamente planar, que ocorrerão as estrias de fadiga. Mais tarde, a trinca propaga-se segundo um plano a 45° com o eixo de carregamento cíclico.
Segundo Fine e Ritchie [16], o processo de iniciação da trinca de fadiga inclui alguns ciclos da propagação da microtrinca, desde que a trinca se estenda até um tamanho detectável. Esses autores comentam ainda que o maior efeito em tornar lenta a propagação de microtrincas e/ou promover a sua paralisação é sua interação com contornos de grãos.
(a) (b) Figura 3.16 - (a) Esquema dos estágios I e II de crescimento microscópico transcristalino da trinca de fadiga (adaptada da referência 8). (b) Esquema da superfície de fratura em fadiga [11].
As microtrincas crescem lentamente ou param quando se estendem ao longo de contornos de grãos.
434 MÓDULO QUATRO – Resistência Mecânica
Ressalta-se que nem todos os materiais de engenharia formam estrias [18, 20] durante o Estágio II de propagação da trinca de fadiga. Segundo Suresh [18], as estrias são claramente vistas em metais puros e em muitas ligas de metais dúcteis. Contudo, em aços, muitas vezes não ocorre a formação de estrias, sendo que a possibilidade do seu desenvolvimento é fortemente influenciada pelo valor de ∆K, estado de tensão, ambiente e a própria liga.
Algumas marcas periódicas observadas sobre superfícies de fratura são conhecidas por rastros de pneus (tire tracks) devido a semelhança da marca que um pneu deixa no solo. Segundo Kerlins [20] os rastros de pneus são mais comuns para o tipo de carregamento cíclico tração- compressão que em tração-tração, sendo que a presença desses numa superfície que não exibe estrias de fadiga pode indicar que a fratura ocorreu por fadiga de baixo ciclo. A Figura 3.17 [20] ilustra esse tipo de marca periódica.
As estrias de fadiga são geralmente curvas na direção da propagação da trinca e tendem a alinharem-se perpendicularmente a direção principal (macroscópica) de propagação da trinca. Contudo, variações na tensão local e microestrutura podem mudar a orientação do plano da fratura e alterar a direção de alinhamento das estrias.
Inclusões, precipitados e partículas de segunda fase coalescidas podem, num metal, mudar a taxa de crescimento de trinca local, afetando ainda o espaçamento das estrias. Quando a trinca de fadiga aproxima-se de tais partículas ela é brevemente retardada se a partícula permanecer intacta ou acelerada se a mesma cisalhar, conforme ilustra a Figura 3.18a [20].
Figura 3.17 – Rastros de pneus (tires tracks) sobre a superfície de fratura por fadiga de um aço AISI 4140 temperado e revenido. Réplica de MET [20].
Em ambos os casos, a taxa de crescimento de trinca é mudada somente nas vizinhanças próximas a essas partículas e, portanto, não afeta significativamente a taxa de crescimento total da trinca. Partículas relativamente pequenas e individuais não têm efeito sobre o espaçamento das estrias, conforme ilustra a Figura 3.18b [20].
