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Fadiga de baixo ciclo para quatro ligas de aço inoxidável com
20% de CO e 80% de H2.
1. Introdução
A habilidade para resistir à agressividade e a cementação ambiental, mantendo resistência ao mesmo tempo, tem sido sempre uma combinação requerida quando selecionamos um material para aplicação em altas temperaturas. Um ataque vicioso de uma atmosfera cementativa em alta temperatura é um processo chamado varredura metálica quando um grande volume de metal pode ser transformado em pó num curto período de tempo. Um defeito ocasionado por varredura metálica em uma liga de aço inoxidável austenítico pode crescer um milímetro por mês se as condições forem corretas. Recentemente avanços têm mostrado que este processo é uma combinação da formação carboneto de Cromo, a partir da cementação do metal, com uma subseqüente oxidação destes carbonetos. Um exemplo comum é a indústria petroquímica, onde a varredura do metal é um problema. A diminuição das reservas de óleo no mundo e a necessidade de substituir fontes de energia convencionais por fontes ambientalmente amigáveis têm aumentado o interesse por uma nova tecnologia. Em diversas das novas tecnologias tais como Fisher– Tropsch processo químico para produção de hidrocabonetos líquidos como gasolina e querosene a partir do monóxido de carbono e gás hidrogênio (inventado pelos alemães Franz Fischer e Hans Tropsch na década de 1920). Significa que o metal é sujeitado a cementação em uma temperatura na faixa de 450 a 850 ºC, onde a varredura do metal pode causar danos severos para a liga. Aumentos na atividade do carbono também têm sido relatados sob depósitos de supercalefatores e tubos de biocombustível. Se um material é sujeitado as condições de varredura metálica e também a um carregamento mecânico, assume-se que o efeito do processo corrosivo afeta o processo de fadiga e a vida de fadiga do metal. Sabe-se dos estudos sobre fadiga de baixo ciclo (LCF) no ar e no vácuo que a quantidade de oxidação na superfície do material afeta a nucleação da trinca e regula o tempo da vida de fadiga. A propagação da trinca é também influenciada pela oxidação. O conhecimento do efeito no comportamento da fadiga de baixo ciclo do material em uma atmosfera agressiva simulada é importante para estimações exatas do tempo de vida. Recentemente, tem sido desenvolvido um novo equipamento onde testes de fadiga de baixo ciclo podem ser conduzidos a uma atmosfera de varredura metálica. O objetivo deste trabalho tem sido investigar se uma deformação mecânica aplicada aumenta a velocidade da varredura metálica, ainda que em curtos períodos de exposição, associados aos testes de LCF.
2. Materiais
A 304L é uma liga de aço inoxidável austenítico com cromo-níquel com um índice reduzido de carbono para suprimir a formação de carbonetos de cromo durante a exposição de serviço. A resposta do 304L à LCF em altas temperaturas (acima de 700 ºC) tem sido relatada em muitos artigos. O metal foi subemetido a um tratamento térmico e então envelhecido. No material testado, encontrado na 304L, apresentou um tamanho de grão de aproximadamente 30 μm com longarina de δ-ferrita ao longo do eixo da barra. Deve-se notar que em alguns casos o efeito na adição de precipitados no tratamento térmico foi que se reduziu uma quantidade de δ-ferrita, presente como longarina na γ- matriz. Esta δ-ferrita foi encontrada para reduzir a vida de fadiga da 304L, fornecendo locais para a nucleação da trinca de fadiga. A 253 MA é uma liga de aço inoxidável austenítico contendo um índice mais elevado de Cr e de Ni (21% e 11%, respectivamente) do que a 304L também algumas adições de Si, N e metais terras raras (REM). Alguns estudos de LCF tem sido realizados sobre 253 MA em temperaturas tão altas quando 1000 ºC. O material testado, encontrado na 253 MA, apresentou um tamanho de grão de aproximandamente 35 μm, embora áreas com grãos maiores, acima de 300 μm, foram encontradas em todas as orientações.
A terceira liga de aço inoxidável, Kanthal APM, é uma dispersão reforçada de óxido (ODS) liga ferrítica, composta por Fe, Cr e Al. Sua resistência a altas temperaturas deriva de uma camada muito fina de partículas de Zircônia (ZrO2), dispersa em uma matriz ferrítica. A elevação do nível de alumínio conduz à formação de uma película protetora de alumina durante a exposição a altas temperaturas. Um material ligeiramente modificado, derivado da APM, chamado AMPT foi também investigado. Este material tem a mesma base FeCrAl como a APM, mas com um adicional de 3% de molibdênio. Foi testado a APM e APMT com uma média de tamanho de grão de 25 μm.
As composições químicas nominais dos aços são dadas na tabela 1 e as propriedades mecânicas da temperatura de quarto na tabela 2.
3. Experimental
O teste da LCF foi executado em uma máquina eletromecânica equipada para realizar testes de fadiga com uma fornalha dividida de três zonas. A máquina de LCF foi modificada especialmente para conduzir testes de LCF em ambientes agressivos. Os espécimes (dbitola = 7 mm) foram colocados na temperatura testada 2 h antes do início dos experimentos que funcionam sob o controle simétrico de deslocamento total (Rε = -1) com um formato de onda triangular e uma taxa constante de deformação de 10-4 s-1. Os testes começaram a partir de tensão e deformação nulas e iniciaram sempre na parte compressiva do ciclo. Para cada teste os N i (números dos ciclos para iniciação da trinca) e N 90 (10% de parcela de carga) foram notados. O N i foi definido com quando se prolonga a tangente ao longo do platô da curva de parcela de carga com a curva da parcela de carga divergindo antes da falha final, e o N 90 como a interseção onde a parcela de carga decresce 10% da tangente. Após testar o laço de meia-vida foi estudado o E-modulus notado e corrigido para os efeitos de Bauschinger. A deformação plástica foi também notada e tomada como a distância entre o laço bifurcado no eixo da deformação com carga zero. Os testes foram conduzidos no ar, argônio e numa varredura metálica típica de atmosfera contendo 20% CO e 80% H 2. A temperatura de teste para todos os experimentos foi de 750 ºC.
4. Resultados da fadiga de baixo ciclo
A deformação mecânica total versus N90 para a série diferente do teste é mostrada na Fig. 1 para 253 MA, APM, APMT e na Fig. 2 para a 304L. As curvas da Fig. 1 e 2 correspondem à soma das equações de Coffin-Manson e Basquin, equações 1 e 2, respectivamente.
Onde Δεe e Δεp são as variações das deformações plásticas e elásticas, respectivamente, e A, B, α e β são constantes do material.
A vida de fadiga da 253 MA pareceu não ser afetada pela composição química do ambiente testado em escalas reduzidas de deformação. Enquanto a escala de deformação aumentou, a vida de fadiga diminuiu para os espécimes testados em uma atmosfera cementativa. Para 304L a vida da fadiga não foi afetada significativamente pela mudança do ambiente testado, Fig 2. O material APM na Fig. 1 mostra um decréscimo de inclinação dos dados de Coffin-Manson/Basquin ajustados quando os espécimes testados no ar do laboratório são comparados aos espécimes testados na atmosfera cementativa. A vida de fadiga da APM é ligeiramente mais elevada do que aquelas exibidas por APMT, mas de outra maneira as inclinações para os espécimes testados no ar e os espécimes testados na
centenas de horas, devida transformação parcial dos carbonetos. Desde o mais longo período de tempo testado para a 253 MA neste estudo, em torno de 110 h, a ocorrência dos π- nitretos é improvável de acordo com as observações de SEM (microscópio eletrônico de varredura) e os estudos prévios. Espécimes com um longo período de tempo testado na atmosfera cementativa mostraram elevada atividade do carbono próximo à superfície e em torno das trincas, Fig. 5b. Períodos de tempo mais curtos testados não mostraram nenhum aumento na atividade do carbono.
Fig.5. (a) Precipitados na 253 MA durante o teste de LCF no ar Δ ε t = 0.65% (b) 253 MA testada
na atmosfera cementativa Δε t = 0.65% por longo período de teste. Com direção de
carregamento vertical.
5.3. APM
Na APM ocorreu crescimento intergranular de trinca perpendicular à direção do carregamento em todos os espécimes, Fig. 6. O precipitado ocorreu na maior parte nos espécimes que foram testados em baixas escalas de deformação. Os precipitados foram alinhados geralmente em fileiras paralelas ao sentido do carregamento, que estava também paralelo ao sentido axial do material da barra. Estas longarinas apareceram nos contornos e no interior dos grãos, Fig. 7. Como para a 253 MA e 304L, estas partículas eram carbonetos do tipo M 23 C 6. Estas partículas puderam ter nucleação muito menor próximo às partículas de ZrO2. De um ponto de vista metalográfico, nenhuma diferença foi encontrada entre os espécimes testados nos dois ambientes gasosos diferentes.
Fig. 6. APM testada na atmosfera cementativa, Fig. 7. Longarinas de precipitados testados
Δε t = 1.29%, por longo período de tempo. Com no ar Δ εt = 2.0%.
direção de carregamento vertical.
5.4. APMT
A propagação da trinca e fratura nos espécimes APMT teve uma aparência mais dúctil do que os espécimes de APM, Fig. 8a, mas a iniciação da trinca intergranular foi observada, Fig. 8b. Nenhuma diferença metalográfica poderia ser detectada entre espécimes testados no ar e na atmosfera cementativa, e não há nenhuma evidência de carbono aflorada nas superfícies dos espécimes.
Fig. 8. (a) Aparência dútil de fratura na APMT, (b) Início intergranular de trinca, Δεt = 1.15%, Δεt = 1.0%, de direção de carregamento vertical. com direção de carregamento horizontal.
6. Modelando a propagação da trinca
O modelamento da trinca foi executado em dois materiais 253 MA e APM. É mostrado na Fig. 9a um exemplo de curva de carregamento cíclica para APM testada em 20% de CO, onde a máxima tensão trativa é dada em função do número de ciclos. As posições de Ni e N90 são marcadas. A curva de carregamento cíclico consiste em três fases I, II e III. Inicialmente, na fase I existe um ligeiro encruamento cíclico ( MA) ou um amolecimento cíclico (APM). Então há um período razoavelmente extenso com amolecimento cíclico lento, que mostra uma redução linear na tensão com número crescente de ciclos (fase II). Na fase III existe uma parcela mais dramática de carga, a qual é devida à nucleação e ao crescimento da trinca. Para avaliar a taxa da propagação, supõe-se que as trincas tenham uma forma circular com o centro do círculo na posição da nucleação. O desvio da parcela de tensão na fase III para o comportamento linear da fase II supõe ser proporcional ao tamanho da área da trinca. O tamanho resultante da trinca, representado pelo raio de um círculo com uma área equivalente, é dado na Fig. 9b. Seguindo Sólomon e Sandström et al., o logaritmo do
tamanho da trinca é plotado versus o número de ciclos. Uma linha aproximadamente reta é obtida nesta representação.
Fig. 9. (a) Curva de carregamento ciclíco para um teste de APM. A linha de referência descreve um amolecimento cíclico linear na fase II. Nenhum comportamento na fase I foi observado nos espécimes. (b) Tamanho de trinca versus o número de ciclos para o mesmo teste. Algumas das curvas do tamanho de trinca para 253 MA são dadas na Fig. 10a e b. Na Fig. 10a uma comparação é feita entre os resultados em 20% de CO e aqueles no ar. Pode ser vista a ordem entre as duas mudanças das atmosferas quando a escala de deformação for reduzida.
Fig. 10. (a) Comparação entre propagação da trinca no ar e em 20% de CO para 253 MA. (b) Ar e Argônio. As curvas individuais são dos mesmos tipos que as da Fig. 9b com as escalas plásticas de deformação dadas na figura. O CO ambiente dá um maior tamanho à trinca para escala elevada de deformação e para a menor deformação varia para um número dado dos ciclos. A correspondente comparação entre os resultados no ar e no Argônio é mostrada na Fig. 10b. Um ambiente inerte gera trincas maiores em escalas de elevadas deformação e as menores em escalas de reduzida deformação. Assim, novamente, há um cruzamento entre os ambientes quando a escala da deformação é reduzida. Existem severas distinções entre a 253 MA e APM. Em primeiro lugar, na fase I há um encruamento cíclico na 253 MA e um amolecimento cíclico na APM. Em segundo lugar, a fase II do amolecimento cíclico é mais rápida para a APM do que para a 253 MA. Em terceiro lugar, a fase III começa em uma fração menor do número de ciclos de falha para APM do que para 253 MA. Estas diferenças aplicam-se a todos os testes.
Fig. 11. Comparação de propagação de trinca no ar e em 20% de CO para a APM. As curvas
individuais são dos mesmos tipos que as da Fig. 9b com as escalas plásticas de deformação dadas na figura.
Na Fig. 11 os resultados da propagação de trinca para a APM são dados, correspondendo a Fig. 10a para 253 MA. Na mesma maneira que para 253 MA, o tamanho da trinca no CO é maior em escalas de elevadas deformações, no entanto é menor em escalas de reduzida deformação, quando comparado com o ar. Nenhum teste no Argônio foi conduzido para a APM. Um crescimento exponencial de trinca é claramente observado na Fig. 10a, b e Fig. 11
onde C é o tamanho da trinca, C 0 é o tamanho inicial da trinca quando inicia a propagação, N é o número de ciclos e p é a inclinação da curva nas figuras, equivalente a um estado estabilizado de crescimento de trinca. Os valores avaliados de log de C 0 e p são dados na Tabela 4.
De acordo com Sólomon e Sandström a taxa de crescimento de trinca pode ser representado pela seguinte expressão:
onde A m e m são constantes. m é o expoente de deformação plástica durante a
propagação da trinca. A equação 4 é comparada com os dados na Fig. 12.
Fig. 12. dlog C/d N versus escala de deformação plástica onde C é o tamanho da trinca e N o número de ciclos. 253 MA e APM nos ambientes investigados.
A propagação da trinca foi analisada para a 253 MA e APM. O tamanho de trinca aumenta exponencialmente com o aumento do número de ciclos. Este tipo de comportamento é bem conhecido de estudos passados. A taxa em que este aumento ocorre é proporcional a um poder m da escala de deformação plástica. Este poder é chamado expoente de deformação plástica para propagação da trinca. O poder m tem uma distinta dependência com o ambiente. Para ambas, 253 MA e APM, m é cerca de 50% maior em 20% de CO + 80% de H 2 do que no ar. O valor no argônio encontra-se dentre aqueles no ar e no ambiente do CO. Parece que o argônio e a atmosfera do CO são parcialmente protetores devido ao índice de H 2 e que são necessárias escalas de elevada deformação para degradar abaixo desta proteção. Nenhum tipo de varredura metálica de corrosão foi encontrado na superfície dos espécimes testados. Isto não surpreendeu desde o tempo de exposição mais longo de 250 h. Em exposições estáticas foram necessitados pelos poços de varredura do metal, em alguns dos aços testados, tempos mínimos de 1000 h. Tempos mais longos de exposição no equipamento de teste ou na pré-exposição estática são necessários para avaliar inteiramente as propriedades de varredura do metal sobre condições de fadiga de baixo ciclo (LCF).
8. Conclusões
- A atmosfera cementativa e o gás inerte decresceu a vida de fadiga da 253 MA nas escalas de elevada deformação testadas. A razão para os efeitos na 253 MA não esta claro, mas parece relacionar-se à formação dos óxidos na superfície do espécime. O óxido formado no ar aparentemente retardou a nucleação da trinca.
- Nenhuma diferença significativa na vida de fadiga poderia ser detectada para 304L nas atmosferas testadas. O carbono que aflorou na superfície e logo abaixo desta, foi significativo nos espécimes 304L.
- A APM exibiu vidas mais longas da fadiga total do que APMT.
- A propagação da trinca na 253 MA e Kanthal APM segue as relações de Sólomon-Sandström, i.e., a trinca aumentou exponencialmente com o número de ciclos e a taxa de locais examinados é proporcional à escala de deformação plástica elevada a uma ordem m.
- O expoente da deformação plástica para a propagação da trinca é fortemente dependente do ambiente. É cerca de 50% maior em 20% de CO + 80% H do que no ar e com um valor intermediário para o Argônio.
- Nenhum tipo de varredura metálica de corrosão foi encontrado na superfície dos espécimes testados desde os curtos períodos de exposição.
9. Objetivos da disciplina
Na área de resistência dos materiais análises estruturais estáticas são realizadas, baseadas em fundamentos teóricos, com dezenas de hipóteses simplificativas. Nas ciências dos materiais é possível analisar microestruturas dos materiais e assim determinar condições predominantes à falha em peças e componentes. São estudadas as multiplicações e aniquilações de discordâncias, deslizamento de planos preferenciais, entre outros. Durante o estudo da Fadiga a abordagem é feita correlacionando solicitações externas à peça ou material e efeitos sobre a microestrutura. Define-se qual modo de falha pode ocorrer no material, enquadrando-se em independentes do tempo (ruptura frágil/dúctil, colapso plástico, início de escoamento) ou dependentes do tempo (fadiga, corrosão). Utilizam-se critérios para falha. Verifica-se qual é o estado de deformações, a existência de concentração de tensão e tensões residuais. A abordagem para materiais elásticos e frágeis é diferenciada, utilizando determinadas linhas de pensamento. São estudados critérios como o de Griffith e métodos como o de Dowling e Townley.
Ao estudar o fenômeno de fadiga nota-se que, devido a sua complexidade, as teorias de falha baseiam-se em dados experimentais e em implementações numéricas, duas tendências aliadas no desenvolvimento científico. Vários estudos sobre fadiga já foram realizados e cada variável de controle requer uma diferenciada avaliação (tensão, deformação, vida, etc). Para materiais isentos de defeitos, onde a tensão é a variável de controle, visa-se dimensionar componentes para que não ocorra a falha, seja para vidas infinitas ou finitas. Quando o projeto requer deformações limitadas o método de cálculo é o derivado das equações de Coffin-Manson. Este é empregado normalmente quando ocorrem sobrecargas sobre o sistema e as deformações plásticas são predominantes. Ao ser analisada a propagação de trincas a Mecânica da Fratura se faz presente, enquanto que Coffin-Manson definem a nucleação. Pode-se então prever a vida de um componente, seja de predominância elástica (altos ciclos) ou plástica (baixos ciclos). Antes do surgimento da linha de pensamento da Mecânica da Fratura, todos os estudos baseavam-se em conceitos empíricos sem embasamento científico, ela veio a se tornar um meio muito importante para projeto de componentes na área da engenharia. É importante denotar que medidas preventivas também são citadas, acarretando maior vida ao componente. Tais medidas podem ser: a indução de tensões residuais, desvios das linhas de fluxo de tensão (diminuindo concentrações de tensão) e a remoção de trincas de pequeno tamanho (não comprometendo a integridade do componente).
