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Tradução artigo (1)

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Mecanismos de iniciação de trinca por fadiga de ciclo muito alto em
diferentes ligas de engenharia
Resumo
Foram comparados os mecanismos de iniciação de trincas por fadiga prevalecentes nos tipos
de aço martensítico de alta resistência, aços inoxidáveis duplo de chapa laminada a quente,
aço inoxidável duplo de tira laminada a frio e um tipo de superliga. O teste de fadiga de todas
as classes foi realizado no regime VHCF usando um equipamento de teste de fadiga
ultrassônico operando a 20 kHz. Observações ao microscópio eletrônico de varredura (MEV)
das superfícies das fraturas revelaram a presença de um crescimento inicial controlado por
microestrutura de brechas de fadiga curtas em todas as classes testadas. As superfícies de
fratura dos espécimes com falha de um grau de aço martensítico de alta resistência revelaram
a típica área granular fina (FGA) dentro da área de olho de peixe em torno das inclusões
internas. O início da trinca por fadiga na classe de aço inoxidável duplo de tira laminada a frio
ocorreu em defeitos de superfície deixados pelo processo de laminação a frio dessa classe. No
entanto, a presença de FGA ao redor do defeito de iniciação da trinca na superfície foi
observada semelhante às iniciações da trinca interna nos aços martensíticos de alta
resistência. Ao mapear o desenvolvimento do tamanho da FGA durante o carregamento do
VHCF, como obtido das superfícies de fratura, foram obtidos os resultados do crescimento da
FGA. Um estudo semelhante sobre as classes de aço inoxidável duplex de chapa laminada a
quente, 2304 SRG e LDX 2101, revelou a presença de uma região de crescimento
cristalográfico inicial (CGR) na qual a direção do crescimento de trinca é alterada por barreiras
microestruturais, como limites de fase e grão. O acúmulo precoce de danos por fadiga plástica
ocorreu predominantemente em uma fase ou nos limites da fase austenita-ferrita. Por outro
lado, foi observado um crescimento inicial de trinca por fadiga transcristalina no Inconel 718
de superligas à base de Ni.
1. Introdução
A fratura por fadiga pode ocorrer devido à carga cíclica de um material / componente de
engenharia além dos 107 ciclos de carga e níveis de tensão inferiores ao limite de fadiga
convencional, que foram considerados seguros no passado. A fratura no regime de vida em
fadiga de ciclo muito alto (VHCF) chamou muita atenção nos últimos anos. O longo
crescimento da trinca por fadiga compensa uma parte muito pequena da vida útil do VHCF,
mas grande parte é gasta no início da trinca por fadiga e no crescimento inicial. Kazymyrovych
et al. (2010) estimaram que mais de 90% da vida em fadiga é gasta no início da trinca por
fadiga e nos estágios iniciais de crescimento da trinca no VHCF. Esse fato faz valer a
investigação de mecanismos de iniciação de trinca por fadiga e crescimento precoce de trinca.
Trabalho anterior realizado por Kunz et al. (2006), Stanzl-Tschegg et al. (2007, 2010) e Weidner
et al. (2010) em metais puros, assim como em cobre, em regime de fadiga de ciclo muito alto,
mostraram que o início da trinca por fadiga ocorreu devido ao acúmulo de danos por fadiga
plástica. Esse dano se manifesta na forma de faixas de deslizamento persistentes ou extrusões
e intrusões na superfície externa de amostras fatigadas. Ocorreram múltiplas iniciações de
trincas por fadiga ao longo desses PSBs ou intrusões que se fundem, levando à falha final do
material. Wang et al. (2002), Marines et al. (2003) e Mayer (2009) investigaram as
propriedades de fadiga de uma variedade de materiais metálicos de engenharia no regime
VHCF. Sakai et al. (2002, 2009) descobriram que a iniciação de trincas por fadiga em aços de
alta resistência geralmente ocorria em defeitos internos, p.e. inclusões de óxido com uma
superfície de fratura do tipo olho de peixe. Dentro da região olho de peixe, nas proximidades
da fenda que inicia a inclusão, observou-se que a superfície da fratura apresenta uma
aparência granular fina denominada área granular fina (FGA). Foi proposto que a iniciação de
trinca no FGA ocorreu devido à poligonização da matriz seguida pela descolagem resultando
em iniciação de trincas. Recentemente, Hong et al. (2015) observaram que a camada granular
fina foi observada apenas quando o teste de fadiga de aços de alta resistência foi realizado sob
taxas de carga negativas. No entanto, a camada granular fina não foi observada nas superfícies
de fratura de fadiga dos corpos de prova testados sob taxas de carga positivas. A área granular
fina (FGA) foi referida como área óptica escura (ODA) por Murakami et al. (1999) ou faceta
brilhante granular (GBF) de Shiozawa et al. (2006, 2009). Murakami et al. (1999) propuseram o
fenômeno do “crescimento de fissuras assistidas por hidrogênio” na área escura óptica. Por
outro lado, Shiozawa et al. (2006, 2009) propuseram que a formação de área rugosa ao redor
do início da trinca ocorria inclusão devido à descoesão de carbonetos em torno de inclusões
não metálicas e coalescência de trincas pequenas formando uma trinca maior. No entanto,
aços diferentes podem ter outras características distintivas em torno dos locais de iniciação de
trincas na superfície da fratura e implica mecanismos diferentes. Por exemplo, Chai et al.
(2012) observaram o início da trinca por fadiga sem defeito na matriz de aços de duas fases
devido à deformação plástica não homogênea, levando à exaustão da plasticidade e à
concentração de tensão em uma fase do regime VHCF. Krupp et al. (2010, 2015) e Istomin et
al. (2014) relataram o início da trinca por fadiga na superfície de amostras de fadiga de aços
inoxidáveis aórtico-ferrítico duplex no regime VHCF devido ao acúmulo de deformação plástica
cíclica concentrado em uma das fases.
No presente artigo, são relatados resultados de análises de superfícies de fratura de corpos de
prova de fadiga de diferentes ligas de engenharia que falharam no regime VHCF. Será
apresentada uma comparação entre as características das superfícies de fratura que controlam
o início da trinca por fadiga e o curto crescimento da trinca em diferentes ligas de engenharia
em relação às suas características microestruturais.
2. Materiais
As composições químicas dos materiais estudados estão listadas na Tabela 1. O tipo
martensítico de alta resistência (HSM) é um aço-ferramenta que combina alta resistência e alta
tenacidade. É comumente usado na condição temperada e temperada na dureza 52-58 HRC. É
totalmente martensítico após austenitização a 1025 ° C e duplo revenimento a 550 ° C, e o
tamanho de grão de austenita anterior está na faixa de 25 a 35 µm.
O aço inoxidável duplex laminado a frio consiste em 40-60% de microestrutura de ferrita e de
austenita, respectivamente. O tamanho médio de grão desta classe está aproximadamente na
faixa de 1-3 μm. As amostras de fadiga ultrassônica foram retiradas da espessura total (1 mm)
do material laminado ao longo da direção do rolamento.
As classes de aço inoxidável dúplex de chapa laminada a quente, 2304 SRG e LDX 2101,
consistem em uma microestrutura austenítica-ferrítica de 51 a 49%, respectivamente. A classe
2304 SRG foi recozida a 1020 ºC, seguida de um arrefecimento lento do ar. A classe LDX 2101
foi recozida a 1050 ºC, seguida de resfriamento a ar lento. O 2304 SRG tem um tamanho de
grão na faixa de 10 a 20 μm, enquanto o tamanho de grão da classe LDX 2101 está na faixa de
30 a 40 μm. As amostras foram coletadas na direção transversal curta em comparação com a
direção de rolagem dessas classes.
A superliga Inconel 718 foi testada na condição forjada e tratada termicamente, isto é, solução
tratada seguida por endurecimento por precipitação. Assim, ele normalmente consiste em
grãos austeníticos com precipitados de Ni3Al.
O aço martensítico de alta resistência (HSM) foi temperado e revenido com propriedades
típicas de 56 HRC, 2150 MPa de resistência à tração e 8% de alongamento à fratura. A classe
de aço inoxidável duplex laminada a frio é um aço de alta resistência com resistência à tração
de 1150 MPa e alongamento à fratura de 10%. As propriedades mecânicas das classes
estudadas são apresentadas na Tabela 2. As propriedades mecânicas da classe de aço
inoxidável duplex de duas chapas laminadas a quente, 2304 SRG e LDX 2101, são apenas
ligeiramente diferentes quando a resistência à prova e a resistência à tração final da classe LDX
2101 é um pouco maior em comparação com o grade 2304 SRG. A classe Inconel 718 é uma
classe de alta resistência, em particular com resistência mantida a temperaturas elevadas.
3. Método experimental
As classes estudadas foram testadas contra fadiga usando equipamento de teste ultrassônico
de fadiga, que opera na frequência de teste de 20 kHz. Nos equipamentos de teste de fadiga
por ultrassom, as amostras de fadiga são excitadas para ressonância a uma frequência de
carregamento de cerca de 20 kHz. O teste de fadiga em alta frequência permite tempos de
teste mais curtos. As amostras de fadiga ultrassônica são projetadas para cada classe para
possuir a frequência natural de aproximadamente 20 kHz. O design e as dimensões das
amostras para cada classe podem variar dependendo da densidade e das propriedades
elásticas (módulo de Young, coeficiente de Poisson) do material e dos diferentes requisitos de
distribuição de tensão em amostras diferentes.
As amostras de fadiga ultrassônica do tipo aço martensítico de alta resistência tinham formato
de ampulheta, com a menor seção transversal com diâmetro de 6 mm. O teste foi realizado
sob condição de tensão-tensão com a razão de carga R = 0,1. As amostras de aço inoxidável
duplex com tira laminada a frio tinham geometria plana com a espessura de 1 mm e variação
de ampulheta da seção transversal entre as cabeças das amostras. A seção menor das
amostras de tira plana era de 3 mm, onde as tensões nominais mais altas seriam concentradas.
As amostras planas foram testadas sob condição de tensão-compressão totalmente revertida
com a razão de carga R = -1. Por outro lado, as amostras de fadiga para as duas classes de aço
inoxidável duplex laminado a quente, 2304 SRG e LDX 2101, tinham geometria cilíndrica
semelhante em forma de ampulheta, com a menor seção transversal de 3 mm de diâmetro. Os
corpos de prova cilíndricos de fadiga dos tipos laminados a quente também foram testados
sob condição de tensão-compressão totalmente revertida com a razão de carga R = -1.
Semelhante às classes de aço inoxidável duplex de chapa laminada a quente, as amostras de
fadiga da Inconel 718 de super liga também tinham geometria cilíndrica em forma de
ampulheta, onde o diâmetro mínimo da amostra era de 4 mm. As amostras de fadiga foram
testadas sob a razão de carga R = 0,8.
4. Resultados
4.1 Classes de aço martensítico de alta resistência
No grau HSM, todas as iniciações ocorreram em defeitos internos, isto é, inclusões de óxido e
frequentemente em longarinas de óxido, pois as amostras foram amostradas na direção
transversal ao forjamento. As superfícies de fratura exibiam as características típicas dos aços
martensíticos de alta resistência, a fratura do olho de peixe. Esse tipo de falha consiste em um
defeito interno que atua como gerador de estresse e ponto de partida, conforme mostrado na
Figura 1a. Fora do defeito, pode-se observar uma área granular fina (FGA), Figura 1b, que em
um microscópio óptico de luz parece escura e, portanto, costuma ser chamada de área escura
óptica (ODA). Fora do FGA, a região de fratura por fadiga olho de peixe se expande a um ponto
em que os recursos normais de trinca por fadiga são exibidos até a fratura final. O FGA está
localizado ao redor do defeito inicial e pode estar concentrado em um de seus lados ou ser
mais simétrico ao redor do defeito, dependendo da geometria do defeito e do estado de
tensão local. Medições de tamanhos de FGA, definidas como largura excluindo qualquer
tamanho de defeito, em três lotes diferentes mostram que o FGA aumenta seu tamanho com
o aumento do número de ciclos de carga até a falha. Já em 10 7 ciclos, o FGA é pequeno, alguns
µm, acima de 109, eles cresceram para 25 µm. Assim, a taxa de crescimento dentro do FGA é
muito pequena, em média 10-15 m / ciclo.
4.2 Classe de aço inoxidável duplo da tira laminada a frio
O início da trinca por fadiga no aço inoxidável duplo da tira laminada a frio ocorreu
invariavelmente devido aos defeitos da superfície, independentemente do tempo de vida da
fadiga de todas as amostras testadas. Esses defeitos de superfície foram deixados pelo
processo de laminação a frio do material de tira de 1 mm de espessura que não pôde ser
completamente removido pelo procedimento de polimento. As dimensões desses defeitos
superficiais eram comparáveis ou, na maioria dos casos, maiores que as inclusões não
metálicas esféricas (~ 8 µm de diâmetro) presentes no material. Uma área granular fina (FGA)
foi observada ao redor dos defeitos da superfície inicial da fissura nas superfícies de fratura de
todas as amostras com falha. Um exemplo típico do defeito no início da trinca junto com o FGA
na superfície de fratura da fadiga da amostra testada em 420 MPa que falhou após ciclos de
carga de 3,51 x 107 é mostrado na Figura 3. Devido ao processo de laminação a frio do material
da tira o tamanho de grão da microestrutura austenítica-ferrítica é de apenas 1 a 3 µm, mas a
distinção de FGA em torno do defeito inicial da microestrutura circundante é bastante clara
em todas as amostras fraturadas. Fora do FGA, os limites distintos de grão e / ou fase podem
ser facilmente identificados se comparados aos do FGA. Estrias de fadiga podem ser
detectadas na região da fratura fora do APG até a região final da falha dúctil. As estrias de
fadiga foram mais pronunciadas em alguns grãos, quando comparadas com outras, onde
dificilmente foram detectadas, o que indica um comportamento de crescimento diferente nas
duas fases cristalográficas deste material.
4.3 Classes de aço inoxidável duplo em chapa laminada a quente - LDX 2101 e 2304 SRG
Nas classes de aço inoxidável duplo laminadas a quente testadas, 2304 SRG e LDX 2101, o
início de trincas por fadiga ocorria invariavelmente na superfície externa de amostras
fraturadas. Exemplos típicos da origem de início da trinca por fadiga da fadiga de amostra LDX
2101 testada a 270 MPa e a fadiga de amostra 2304 SRG testada a 250 MPa são mostrados na
Figura 4 a, b. O início da trinca por fadiga ocorreu devido ao acúmulo não homogêneo de
danos por fadiga plástica, principalmente na forma de extrusões nos grãos de ferrita apenas no
LDX 2101 ou nos limites da fase austenita-ferrita para grau 2304 SRG, como mostra a Figura 5
a, b. A região ao redor dos locais de iniciação da trinca por fadiga superficial foi caracterizada
por uma aparência facetada chamada região de crescimento cristalográfico (CGR). A aparência
facetada típica de alguns grãos nessa região é devida à natureza planar do crescimento de
trincas em um único grão seguido de torção ou ramificação nas barreiras microestruturais,
como a fase e/ou os limites dos grãos. Como o tamanho da trinca é pequeno no CGR,
portanto, o crescimento da trinca parece ocorrer nos planos cristalográficos favoráveis de cada
grão e é prejudicado nos limites de grão e/ou fase. O tamanho (profundidade) do CGR é maior
para as amostras que falharam após um número maior de ciclos em comparação com aquelas
com vida útil relativamente menor à fadiga, como mostra a Figura 6. O tamanho mínimo da
CGR que foi detectada na amostra com falha foi de aproximadamente 40 µm e o máximo foi
de aproximadamente 400 µm. Fora do CGR, o crescimento da trinca se torna quase
perpendicular à direção de carregamento sem alterar sua direção nos limites da fase ou do
grão. A falha final ocorre devido à sobrecarga de tração. Estrias de fadiga foram detectadas no
CGR e na região fora do CGR.
4.4. Superliga Inconel 718
O estudo das superfícies de fratura por fadiga do Inconel 718 mostrou uma região de
crescimento cristalográfico de iniciação (CGR) caracterizada por crescimento ao longo de
planos de deslizamento orientados favoráveis. Os pontos de iniciação eram tipicamente
pontos triplos de limite de grão. Na primeira aparição, as superfícies facetadas cristalográficas
pareciam bastante lisas, mas um estudo mais próximo mostrou um crescimento gradual da
trinca por fadiga ao longo dos planos. Mais longe do ponto de iniciação, era possível distinguir
mais facilmente estrias, mas não contínuas e ainda seguindo os planos de cristal. Fora do CGR,
ocorreu um crescimento transgranular de trinca por fadiga perpendicular à carga aplicada até
a região de falha final.
5. Discussão
Mecanismos de iniciação de trincas no regime VHCF em diferentes ligas de engenharia
dependem de suas respectivas microestruturas, propriedades mecânicas e também podem
depender das condições de carregamento, como a razão de carga. Se a iniciação de trincas no
regime VHCF ocorre em defeitos de superfície ou subsuperfície depende do tipo de material,
microestrutura, propriedades mecânicas, condição da superfície dos espécimes testados e
competição entre o tamanho dos defeitos de superfície e subsuperfície. Os resultados do
presente estudo sobre as quatro diferentes ligas de engenharia mostram diferentes
mecanismos de iniciação de trincas por fadiga e propagação de trincas curtas. No aço
martensítico de alta resistência e no aço inoxidável duplo da tira laminada a frio, ocorreram
iniciações de trincas por fadiga devido a inclusões não metálicas e defeitos de superfície,
respectivamente. Nas duas séries citadas, observou-se a presença do AGP. A presença de
inclusões não metálicas que são destacadas da matriz e de defeitos de superfície gera a
concentração de tensão. Diferentes pesquisadores deram várias explicações para a geração de
FGA em torno dos defeitos de início de trinca em aços de alta resistência. De acordo com Sakai
et al. (2002, 2009) a matriz nas proximidades da inclusão sofre poligonização intensiva durante
uma longa sequência de ciclos de carregamento. O início da trinca por fadiga ocorre devido à
descolagem da camada granulada fina gerada. Chai et al. (2015) forneceram uma visão dos
mecanismos fundamentais subjacentes à geração de FGA no aço inoxidável martensítico de
alta resistência laminado a frio. Hong et al. (2015) deram, no entanto, uma explicação
diferente para a geração de FGA, pois de acordo com as observações, a presença de FGA só foi
observada nas amostras testadas no VHCF sob taxas de carga negativas e desapareceu sob
taxas de carga positivas. Eles concluíram que o FGA foi gerado devido a numerosos ciclos de
superfícies de fratura pressionando um contra o outro quando testados sob taxas de carga
negativas. No entanto, essa explicação pode ser verdadeira para o aço inoxidável duplex de
tira laminada a frio testado neste estudo, mas não para o aço martensítico de alta resistência
que foi testado sob a razão de carga R = 0,1.
Verificou-se que o tamanho do FGA para o martensítico de alta resistência, medido nas
superfícies de fratura das amostras com falha, é maior para as amostras que falharam após um
número maior de ciclos de carga, como mostra a Figura 8a. Por outro lado, o tamanho do FGA
para o aço inoxidável duplo da tira laminada a frio não é apenas maior, mas também
permanece mais ou menos constante, independentemente do tempo de vida em fadiga das
amostras com falha. No entanto, a vida total à fadiga é controlada pelo estágio de iniciação da
trinca e pela geração de AGP, o que também foi observado por Kazymyrovych et al. (2010) e
Sakai et al. (2002, 2010).
Nas classes de aço inoxidável duplo de chapa laminada a quente, 2304 SRG e LDX 2101, o
acúmulo de danos por fadiga plástica na superfície externa das amostras fatigadas leva ao
início da trinca por fadiga. Danos causados por fadiga plástica, principalmente na forma de
extrusões e intrusões, foram observados na fase de ferrita da classe LDX 2101, como mostrado
na Figura 5a. Por outro lado, extrusões foram observadas nos limites da fase austenita-ferrita.
A diferença no acúmulo de danos entre esses graus pode ser explicada pela diferença no teor
de nitrogênio. O maior teor de nitrogênio na classe LDX 2101 significa que a fase de austenita é
mais forte; portanto, o dano por fadiga do plástico é concentrado apenas na fase de ferrita
mais dúctil. Essas observações estão em correlação com os mecanismos de dano à fadiga
observados por Strubbia et al. (2014) em graus de aço inoxidável duplex semelhantes. Por
outro lado, o menor teor de nitrogênio significava que a resistência de ambas as fases era
quase a mesma e que os danos por fadiga plástica na forma de extrusões foram encontrados
nos limites da fase austenita-ferrita. Uma vez iniciada a trinca por fadiga, ela parece crescer
inicialmente ao longo dos planos cristalográficos mais favoráveis dentro de cada grão e é
dificultada pelos limites de fase e grão. O crescimento de trinca por fadiga fora do CGR é quase
perpendicular à direção da carga e não parece ser afetado pelos limites de grão e fase.
Observou-se que o CGR é maior para as amostras que falharam após maior número de ciclos,
como mostrado na Figura 8a. Isso sugere que o curto crescimento da trinca por fadiga foi
dificultado por um maior número de limites de fase e grão para as amostras que falharam após
um maior número de ciclos de carga.
O outro exemplo de crescimento cristalográfico na fase inicial, do Inconel 718, exibe grandes
facetas de cristal indicando uma microestrutura maior. Os mecanismos de crescimento
cristalográfico são evidentes abaixo de 107 ciclos e acima no regime VHCF, acima de 109 ciclos.
Esse mecanismo de crescimento correlaciona-se bem com estudos sobre testes de trinca longa
(amostras de dobras SEN testadas em 10 Hz), Mercer et al. (1999), onde a dependência da
faixa de intensidade de estresse e da razão R controlavam os mecanismos de crescimento. As
atuais faixas de intensidade de estresse no CGR são de 4-10 MPa√m e estão na região limiar,
de acordo com os resultados de Mercer et al. (1999).
6. Conclusões
A seguir, são apresentadas as conclusões do presente estudo experimental:
1. Nos materiais atualmente estudados, dois mecanismos diferentes de crescimento da trinca
por fadiga inicial que se estendem no regime VHCF foram responsáveis pela geração da região
de crescimento cristalográfico e da área granular fina.
2. Verificou-se que as origens de iniciação de trincas por fadiga são de diferentes naturezas;
inclusões internas, defeitos de superfície, intrusões de superfície-extrusão e pontos triplos de
contorno de grão. O crescimento contínuo das trincas curtas ocorreu no CGR ou FGA,
dependendo da microestrutura dos materiais estudados.
3. A vida de fadiga no FGA ou no CGR constitui a maior parte da vida total de fadiga dos
materiais estudados.
4. O valor limiar da faixa de intensidade de estresse na borda do FGA foi menor que no CGR,
aproximadamente 2-4 MPa√m e 3-7 MPa√m, respectivamente.
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