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UNESP
Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá
Guaratinguetá
2012
LUIZ FÁBIO DOS SANTOS VIEIRA
“COMPORTAMENTO MECÂNICO DO AÇO AISI 4340
REVESTIDO COM WC-CrC-Ni; WC-10Ni; Ni-20Cr; Ni-Cr-B-Si-Fe; Cr3C2NiCr PELO PROCESSO HVOF”.
Tese apresentada à Faculdade de Engenharia
do Campus de Guaratinguetá, Universidade
Estadual Paulista, para a obtenção do título
de Doutor em Engenharia Mecânica na área
de Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Herman Jacobus Cornelis Voorwald
Coorientador: Profa. Dra. Maria Odila Hilário Cioffi
Guaratinguetá, 03 de Fevereiro de 2012.
V658c
Vieira, Luiz Fábio dos Santos
Comportamento mecânico do aço AISI 4340 revestido com WC-CrCNi; WC-10Ni; Ni-20Cr; Ni-Cr-B-Si-Fe; Cr3C2-NiCr pelo processo HVOF /
Luiz Fábio dos Santos Vieira - Guaratinguetá : [s.n.], 2012.
164 f. : il.
Bibliografia: f. 157-164
Tese (doutorado) – Universidade Estadual Paulista, Faculdade de
Engenharia de Guaratinguetá, 2012.
Orientador: Prof. Dr Herman Jacobus Cornelis Voorwald
Coorientadora: Profª Drª Maria Odila Hilário Cioffi
1. Fadiga 2. Cromo
I. Título
CDU 620.178.3(043)
DADOS CURRICULARES
LUIZ FÁBIO DOS SANTOS VIEIRA
NASCIMENTO
04.07.1965 – GUARATINGUETÁ / SP
FILIAÇÃO
Francisco Vieira
Paula Ribeiro dos Santos Vieira
1981/1985
Curso de Graduação em Engenharia Mecânica
Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá
da Universidade Estadual Paulista.
1988/2002
Curso de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica,
nível de Mestrado, na Faculdade de Engenharia do
Campus de Guaratinguetá da Universidade Estadual
Paulista.
Curso de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica,
nível de Doutorado, na Faculdade de Engenharia do
Campus de Guaratinguetá da Universidade Estadual
Paulista.
2008 / 2012
Ao meu pai Francisco, inspiração e exemplo de luta e dedicação;
aos meus queridos filhos, Luiz Henrique, Luiz Guilherme, Ana
Luiza e Luiz Gabriel, pelo apoio e compreensão; a minha
querida esposa Ana Paula, pelo amor, incentivo e compreensão.
A Deus e minha mãe Paula, saudades!
AGRADECIMENTOS
Eu agradeço a Deus pela sua graça, proteção, minha vida, inteligência, saúde e
força, e por todas as pessoas que colocou ao meu lado;
ao meu orientador e guia Herman Jacobus Cornelis Voorwald, que me inspirou,
ensinou e motivou desde os tempos do colégio a amar e viver a pesquisa científica, a
trabalhar em equipe, e buscar o mais alto grau do conhecimento;
à orientadora Maria Odila Hilário Cioffi, pelo exemplo de dedicação e
motivação, sempre atenciosa e com uma palavra de incentivo e amizade;
à minha querida família, pelo apoio, inspiração e incentivo;
ao COO da Behr Brasil Fernando de Campos, pelo seu incentivo,
disponibilização de horas de trabalho, inspiração e motivação a buscar sempre a
melhoria contínua em todos os aspectos da vida;
a Midori Yoshikawa Pitanga Costa, pela ajuda, amizade, incentivo, paciência e
exemplo de parceria e dedicação às pessoas, estudo, família, enfim à vida;
aos meus amigos, do Grupo de Materiais Aeronáuticos da Faculdade de
Engenharia de Guaratinguetá, muito obrigado;
aos alunos colaboradores deste trabalho, Rafael Bonora, Gilson Junior, Pedro
Oliveira, Felipe Gonçalves, Renan Tavares, Felipe Barros, desejo muito sucesso e
prosperidade no caminhar profissional;
ao técnico do Departamento de Materiais e Tecnologia – FEG/UNESP - Manoel
Francisco dos Santos Filho, pelo apoio e dedicação, principalmente em inúmeros finais
de semana, nos diversos testes e ensaios do trabalho;
ao INPE, na pessoa de Maria Lucia Brison de Mattos, pelas microscopias
eletrônicas de varredura, e por todo aprendizado adquirido, graças a sua
disponibilidade e dedicação;
à ELEB, ao Engenheiro Sandro Diniz de Oliveira;
aos amigos Marcos Dantas, Marcos Azevedo e Regiane Chagas da Behr, pela
ajuda, incentivo e a realização dos ensaios de corrosão em névoa salina;
à FAPESP, pelo apoio financeiro deste trabalho.
Este trabalho contou com apoio da FAPESP:
Projeto de auxílio pesquisa FAPESP n° 2006/03570-9 intitulado:
“Comportamento em fadiga do aço AISI 4340 revestido com WC-10Ni, Ni-Cr-B-SiFe, Ni-20Cr, Cr3C2-Nicr e WC-CrC-Ni pelo processo HVOF”.
“Grande é o Senhor sumamente louvável,
Insondável é a sua grandeza.
Cada geração apregoa à outra as vossas obras,
E proclama o vosso poder.
Elas falam do brilho esplendoroso de vossa majestade,
E publicam as vossas maravilhas”
SL 144 / v3 a 6
VIEIRA, L.F.S. “Comportamento mecânico do aço AISI 4340 com 50 HRc revestido com
WC-CrC-Ni; WC-10Ni; Ni-20Cr; Ni-Cr-B-Si-Fe; Cr3C2-NiCr; aplicados pelo processo
HVOF” Tese (Doutorado em Engenharia Mecânica) – Faculdade de Engenharia de
Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista, Guaratinguetá, 2012.
RESUMO
O aço AISI 4340 tem sido utilizado largamente devido as suas propriedades físicas, químicas,
mecânicas e resistência à fadiga, atendendo ao rigoroso e crescente aumento das exigências para
aplicações na engenharia. Revestimentos superficiais são aplicados objetivando proteção contra
corrosão e desgaste, por exemplo, a eletrodeposição de Cromo, pois apresenta resistência à corrosão,
alta dureza, resistência ao desgaste abrasivo e adesivo, soldabilidade e baixo coeficiente de atrito. Por
outro lado, microtrincas derivadas da camada de Cromo diminuem a resistência à fadiga, com isso o
componente é submetido ao tratamento superficial para deformação plástica, shot peening, criando
tensões residuais compressivas na superfície, que retardam ou eliminam a propagação de trincas,
tendendo a aumentar sua vida em fadiga. Entretanto, durante o processo de deposição do Cromo duro
é liberada uma substância cancerígena, o Cromo hexavalente. Por essa razão, estuda-se a substituição
do Cromo por outros revestimentos que apresentem propriedades mecânicas similares, mas que não
tenham restrições ambientais. O processo HVOF (High-Velocity-Oxigen-Fuel) para deposição de
revestimentos alternativos, como carbeto de tungstênio, é considerado uma técnica promissora, pois
fornece alta dureza e boa resistência ao desgaste e uma menor redução da resistência à fadiga do
substrato quando comparado à redução fornecida pelo revestimento de Cromo duro aplicado ao aço
AISI 4340.
Portanto, o objetivo deste estudo é avaliar o comportamento mecânico do aço AISI 4340
com alta resistência mecânica (50 HRC), revestido com WC-CrC-Ni, WC-10Ni, Ni-20Cr, Ni-Cr-B-SiFe, e Cr3C2-NiCr, depositados através do processo HVOF; revestimentos alternativos à camada de
Cromo duro. Os dados de fadiga axial são representados por curvas ı x N e a análise de fraturas são
realizadas utilizando a técnica de microscopia eletrônica de varredura. Análise de tensões residuais,
testes de corrosão e desgastes são utilizados para completar o estudo. Ocorre redução da resistência à
fadiga do aço AISI 4340 para todos os recobrimentos (máx. 20%) a base do processo HVOF, porém
menos significativa que a influência do Cromo duro (-57%) em 106 ciclos. Os tratamentos com Cr3C2NiCr e Ni-20 Cr pelo processo HVOF são tratamentos alternativos para a proteção do aço AISI 4340
com 50 HRc.
PALAVRAS-CHAVE: Aço AISI 4340, HVOF, Cromo, Shot peening, Tensão
residual, Fadiga.
VIEIRA, L.F.S. Evaluation of Mechanical characteristics of AISI 4340 steel 50 HRc
covered by WC-CrC-Ni; WC-10Ni; Ni-20Cr; Ni-Cr-B-Si-Fe; Cr3C2-NiCr; HVOF
process “- Thesis (Doctorate in Mechanical Engineering) - Faculdade de Engenharia de
Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista, Guaratinguetá, 2012”.
ABSTRACT
AISI 4340 steel is being used in the aeronautical industry because its good physical, chemical,
mechanical and fatigue properties. Chromium coatings are used in applications to guarantee protection
against wear and corrosion, combined with chemical resistance and good lubricity. The reduction in
the fatigue strength of base material and since this technology presents detrimental environmental and
health effects, resulted in the search on coatings viewed as being capable of replacing hard chrome
plating. Thermally sprayed HVOF coatings are being considered to replace galvanic chromium
deposits in industrial applications with comparable performance for wear and corrosion resistance.
With respect to fatigue life, the HVOF technique induces tensile residual stress on the interface. In this
case, the initiation and propagation phases of fatigue process are accelerated because the coating; on
the other hand, compressive residual stresses close to the surface increases fatigue life. The technique
to improve the coated materials fatigue strength is the shot peening process, which induces
compressive residual stress in the surface, which delay nucleation and propagation process In the
present research is verified the influence of WC-CrC-Ni; WC-10Ni; Ni-20Cr; Ni-Cr-B-Si-Fe;
Cr3C2-NiCr HVOF process, coated high strength AISI 4340 with and without shot peening on the
axial fatigue strength, in comparison with EHC. Corrosion resistance is also conducted by salt spray
tests. S-N curves are obtained in axial fatigue tests. In order to study the influence of residual stresses
on fatigue life, the stress field is measured by X-ray tensometry. Scanning electron microscopy and
optical metallographic are used to investigate the fatigue source appearance. Experimental data show
lower axial fatigue resistance for HVOF coated specimens in comparison to base material. Significant
reduction in the fatigue strength of AISI 4340 steel associated with Electroplated Hard Chromium.
Shot peening is an alternative to increase fatigue strength of AISI 4340 steel. Wear resistance is
investigated too. There is a reduction of fatigue strength of AISI 4340 for all HVOF coatings (max.
20%), but less significant than the influence of electrolytic hard chromium (-57%) in 106 cycles.
Treatments with Cr3C2-NiCr and Ni-20 Cr by the HVOF process are alternative treatments for the
protection of AISI 4340 steel with 50 HRc.
KEYWORDS: HVOF process, Shot peening, Residual stress; AISI 4340 Steel;
Fatigue, Chromium.
LISTA DE FIGURAS
FIGURA 2.1 – Efeito do shot peening na superfície metálica. ................................ 27
FIGURA 2.2 – Equipamento para determinação do parâmetro Almen .................. 28
FIGURA 2.3 – Microtrincas na superfície do recobrimento de Cromo duro ......... 31
FIGURA 2.4 – Sistema de aspersão térmica por HVOF .......................................... 32
FIGURA 2.5 – Formação da camada durante a aspersão térmica............................ 33
FIGURA 2.6 – Carregamento cíclico com amplitude constante .............................. 41
FIGURA 2.7 – Curva S-N - Influência do Cromo eletrodepositado na resistência
à fadiga em flexão rotativa do aço AISI 4340: R = 1.0 .......................................... 42
FIGURA 2.8 – Aspecto macroscópico de uma superfície de fratura por fadiga .... 46
FIGURA 2.9 – Influência do carregamento na geometria dos escorregamentos na
superfície do material ............................................................................................... 47
FIGURA 2.10 – Representação esquemática da propagação de uma trinca por
fadiga em metais policristalinos .............................................................................. 48
FIGURA 2.11 – Fractografia da estria de fadiga na liga de alumínio forjado ......... 49
Figura 2.12 – Representação fraturas de fadiga do ponto de vista microscópico .... 50
FIGURA 2.13 – Processo de transferência de metal devido à adesão ..................... 52
FIGURA 2.14 – Desgaste abrasivo .......................................................................... 53
FIGURA 2.15 – Balanço entre desgaste corrosivo e oxidativo ............................... 54
FIGURA 3.1 – Representação esquemática dos tratamentos térmicos de têmpera e
revenimento para obter-se dureza de 49 HRc a 53 HRc .......................................... 55
FIGURA 3.2 – Instron 8801 ..................................................................................... 58
FIGURA 3.3 – Corpo de prova de tração ................................................................. 59
FIGURA 3.4 – Microdurômetro ............................................................................... 60
FIGURA 3.5 – Equipamento portátil para analise de tensões residuais .................. 61
FIGURA 3.6 – Corpo de prova de fadiga axial ........................................................ 62
FIGURA 3.7 – Equipamento para ensaios tribológicos ........................................... 64
FIGURA 3.8 – Corpos de prova para o ensaio pino-disco ....................................... 64
FIGURA 3.9 – Equipamento para ensaio de corrosão em névoa salina .................. 65
FIGURA 4.3.1 – Microestrutura do aço 4340 temperado e revenido 500x ............. 67
FIGURA 4.3.2 – Microestrutura do aço 4340 temperado e revenido 1.000x .......... 67
FIGURA 4.4.1– Distribuição das tensões em relação à profundidade
MB e MB + SP ........................................................................................................ 69
FIGURA 4.4.2 – Perfil de microdureza do metal base. 100g .................................. 70
FIGURA 4.4.3a – Superfície de fratura corpo de prova submetido à fadiga axial .. 71
FIGURA 4.4.3b – Apresenta a origem da propagação de trinca originada em
inclusão sub-superficial ............................................................................................ 71
FIGURA 4.4.4 – Apresenta a origem da frente de propagação de trinca ................ 71
FIGURA 4.4.5 – Apresenta a análise de EDS na inclusão sub-superficial .............. 72
FIGURA 4.4.6 – Apresenta a microestrutura na região oposta ao início da
Propagação da trinca – ver dimples e microporos .................................................... 73
FIGURA 4.4.7a – Superfície fratura do corpo de prova submetido à fadiga axial .. 74
FIGURA 4.4.7b – Apresenta a origem da propagação de trinca originada em
Inclusão sub-superficial ............................................................................................ 74
FIGURA 4.4.8 – Apresenta a origem da propagação de trinca originada em
inclusão sub-superficial ............................................................................................ 74
FIGURA 4.5.1 – Perfil de Tensões residuais na superfície do metal base .............. 77
FIGURA 4.5.2 – Perfil microdureza aço AISI 4340 revestido com Cromo duro .... 78
FIGURA 4.5.3a – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga axial
- Metal base com shot peening + Cromo duro ......................................................... 79
FIGURA 4.5.3b – Apresenta o início da frente de propagação de trinca –
Metal base com shot peening + Cromo duro ............................................................ 79
FIGURA 4.5.4 – Apresenta o início da frente de propagação de trinca com maior
aumento - Metal base com shot peening + Cromo duro.......................................... 79
FIGURA 4.5.5 – Apresenta o início da frente de propagação de trinca –
Metal base com shot peening + Cromo duro ............................................................ 80
FIGURA 4.5.6 –Apresenta as microtrincas na camada de cromo –
Metal base com shot peening + Cromo duro ............................................................ 80
FIGURA 4.6.1A – Curva SxN para o aço AISI 4340 revestido com WC-CrC-Ni .. 82
Figura 4.6.1B – Análise da perda em fadiga por número de ciclos. ........................ 82
FIGURA 4.6.2 – Distribuição das tensões em relação à profundidade
WC-CrC-Ni e SP WC-CrC-Ni ................................................................................. 85
FIGURA 4.6.3 – Perfil microdureza aço AISI 4340 revestido com WC-CrC-Ni ... 86
FIGURA 4.6.4 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca -Tensão de
950 MPa - Metal base sem shot peening + WC-CrC-Ni .......................................... 88
FIGURA 4.6.5 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca –
Tensão de 950 MPa - Metal base sem shot peening + WC-CrC-Ni ........................ 88
FIGURA 4.6.6 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca –
Tensão de 950 MPa - Metal base sem shot peening + WC-CrC-Ni ........................ 89
FIGURA 4.6.7 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca –
Tensão de 950 MPa - Metal base com shot peening + WC-CrC-Ni ....................... 90
FIGURA 4.6.8 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca. –
Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + WC-CrC-Ni ....................... 91
FIGURA 4.6.9 – Apresenta o início da segunda frente de propagação da trinca.
Tensão de 950 MPa. Metal base com shot peening + WC-CrC-Ni. ........................ 91
FIGURA 4.7.1A – Curva SxN para o aço AISI 4340 revestido com WC-10Ni ...... 93
FIGURA 4.7.1B – Distribuição das tensões em relação à profundidade ................ 93
FIGURA 4.7.2 – Distribuição das tensões em relação à profundidade –
WC-10Ni e SP + WC-10Ni ...................................................................................... 96
FIGURA 4.7.3 – Perfil de microdureza aço AISI 4340 revestido com WC-10Ni ... 97
FIGURA 4.7.4a – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga
axial. -Tensão de 950 MPa – Metal base sem shot peening + WC-10Ni ................. 98
FIGURA 4.7.4b – Apresenta o início da propagação de trinca. - Tensão de
950 MPa - Metal base sem shot peening + WC-10Ni .............................................. 98
FIGURA 4.7.5 – Apresenta o início da propagação de trinca. -Tensão de 950 MPa.Metal base sem shot peening + WC-10Ni ................................................................ 99
FIGURA 4.7.6a – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga axial.
Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + WC-10Ni ........................... 100
FIGURA 4.7.6b – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga axial.
Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + WC-10Ni ........................... 100
FIGURA 4.7.7 – Apresenta o início da propagação de trinca. - Tensão de
950 MPa – Metal base com shot peening + WC-10Ni ............................................. 100
FIGURA 4.7.8 – Apresenta o início da segunda frente de propagação da trinca.
Tensão de 950 MPa - Metal base com shot peening + WC-10Ni ............................ 100
FIGURA 4.8.1A – Curva SxN para o aço AISI 4340 revestido com Ni-20Cr ........ 102
FIGURA 4.8.1B – Distribuição das tensões em relação à profundidade ................ 102
FIGURA 4.8.2 – Distribuição das tensões em relação à profundidade –
Ni-20Cr e SP+ Ni-20Cr ........................................................................................... 105
FIGURA 4.8.3 – Perfil microdureza aço AISI 4340 revestido com Ni-20Cr .......... 106
FIGURA 4.8.4a – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga
axial. - Tensão de 1.200 MPa – Metal base sem shot peening + Ni-20Cr ............... 107
FIGURA 4.8.4b – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga
axial. - Tensão de 1.200 MPa – Metal base sem shot peening + Ni-20Cr ............... 107
FIGURA 4.8.5 – Apresenta a microestrutura na interface substrato e recobrimento.
160 micros - Tensão de 1.200 MPa. - Metal base sem shot peening + Ni-20Cr ..... 108
FIGURA 4.8.6a – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga
axial. -Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + Ni-20Cr ................... 109
FIGURA 4.8.6b – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga
axial. - Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + Ni-20Cr .................. 109
FIGURA 4.8.7 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca.
Tensão de 950 MPa - Metal base com shot peening + Ni-20Cr .............................. 109
FIGURA 4.9.1A – Curva SxN aço AISI 4340 revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe ......... 111
FIGURA 4.9.1B – Distribuição das tensões em relação à profundidade ................ 111
FIGURA 4.9.2 – Distribuição das tensões em relação à profundidade –
Ni-Cr-B-Si-Fe e SP + Ni-Cr-B-Si-Fe ...................................................................... 114
FIGURA 4.9.3 – Perfil de microdureza aço AISI 4340 com Ni-Cr-B-Si-Fe ........... 115
FIGURA 4.9.4a – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga axial.
Tensão de 700 MPa – Metal base sem shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe .................... 117
FIGURA 4.9.4b – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga axial.
Tensão de 700 MPa – Metal base sem shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe .................... 117
FIGURA 4.9.5 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca. - Tensão de
700 MP - Metal base sem shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe ........................................ 117
FIGURA 4.9.6 – Apresenta o início da segunda frente de propagação da trinca.
Tensão de 700 MPa - Metal base sem shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe ..................... 118
FIGURA 4.9.7a – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga
axial. -Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe ......... 118
FIGURA 4.9.7b – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga
axial. -Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe ......... 118
FIGURA 4.9.8 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca. Espessura
camada: 350 μm – Tensão 950 MPa - MB com shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe. ..... 119
FIGURA 4.10.1A – Curva SxN aço AISI 4340 revestido com Cr3C2-NiCr ............ 121
FIGURA 4.10.1B – Distribuição das tensões em relação à profundidade .............. 121
FIGURA 4.10.2 – Distribuição das tensões em relação à profundidade
Cr3C2-NiCr e SP + Cr3C2-NiCr ................................................................................ 123
FIGURA 4.10.3 – Perfil de microdureza do aço AISI 4340 revestido com
Cr3C2-NiCr............................................................................................................... 124
FIGURA 4.10.4 – Superfície de fratura do corpo de prova submetido à fadiga
axial. - Tensão de 950 MPa – Metal base sem shot peening + Cr3C2-NiCr ............. 126
FIGURA 4.10.5 – Superfície de fratura do corpo de prova submetido à fadiga
axial. - Tensão de 950 MPa – Metal base sem shot peening + Cr3C2-NiCr ............. 126
FIGURA 4.10.6 – Superfície de fraturado corpo de prova submetido à fadiga
axial. - Tensão de 950 MPa – Metal base com shot peening + Cr3C2-NiCr ............ 127
FIGURA 4.10.7 – Apresenta o início da frente de propagação da trinca. 200μm. Tensão de 950 MPa - Metal base com shot peening + Cr3C2-NiCr ......................... 128
FIGURA 4.11.1 – Perda de volume acumulada para a liga bronze-alumínio
630 e o aço AISI 4340 .............................................................................................. 129
FIGURA 4.11.2 – Morfologia na trilha do disco de aço AISI 4340 e no pino bronzealumínio 630 após ensaio de desgaste ...................................................................... 130
FIGURA 4.11.3 – Perda de volume acumulada para a liga bronze-alumínio
630 e o Cromo duro .................................................................................................. 132
FIGURA 4.11.4 – Morfologia na trilha do disco revestido com Cromo duro e
no pino bronze-alumínio 630 após ensaio de desgaste............................................. 133
FIGURA 4.11.5 – Perda de volume acumulada para a liga Bronze-alumínio
630 e o WC-CrC-Ni.................................................................................................. 135
FIGURA 4.11.6 – Morfologia na trilha e fora da trilha do disco revestido com
WC-CrC-Ni e no pino bronze-alumínio 630 após ensaio de desgaste ..................... 136
FIGURA 4.11.7 – Perda de volume acumulada para a liga bronze-alumínio
630 e o WC-10Ni ...................................................................................................... 138
FIGURA 4.11.8 – Morfologia na trilha do disco revestido com WC-10Ni e
no pino bronze-alumínio 630 após ensaio de desgaste............................................. 139
FIGURA 4.11.9 – Perda de volume acumulada para a liga bronze-alumínio
630 e o Ni-20Cr ........................................................................................................ 140
FIGURA 4.11.10 – Morfologia na trilha do disco revestido com Ni-20Cr e no pino
bronze-alumínio 630 após ensaio de desgaste ......................................................... 141
FIGURA 4.11.11 – Perda de volume acumulada para a liga Bronze-alumínio
630 e o Ni-Cr-B-Si-Fe .............................................................................................. 143
FIGURA 4.11.12 – Morfologia na trilha e fora da trilha do disco revestido com
Ni-Cr-B-Si-Fe e no pino bronze-alumínio 630 após ensaio de desgaste ................ 144
FIGURA 4.11.13 – Perda de volume acumulada para a liga Bronze-alumínio
630 e o Cr3C2-NiCr ................................................................................................... 146
FIGURA 4.11.14 – Morfologia na trilha do disco revestido com Cr3C2-NiCr e
no pino bronze-alumínio 630 após ensaio de desgaste............................................. 147
FIGURA 4.11.15 – Gráfico de dispersão para comparativo dos resultados
do ensaio de fadiga axial .......................................................................................... 150
Figura 4.11.16 – Tabela comparativa do ensaio de desgaste ................................... 152
Figura 4.11.17 – Quadro conclusivo ........................................................................ 154
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 – Terminologia e relação entre os parâmetros de carregamento cíclico de fadiga....41
Tabela 2 -- Tabela 2 - Grupos de corpo de prova para obter as curvas S-N. .......................... 62
Tabela 3 - Grupos de corpo de prova para ensaio de desgaste ................................................. 63
Tabela 4 – Composição quimica do aço AISI 4340 ............................................................... 66
Tabela 5 – Propriedades mecânicas do aço AISI 4340 ............................................................ 66
Tabela 6 – Resultados do ensaio de fadiga axial para o aço AISI 4340 com e sem shot peening
e EHC ............................................................................................................................... 75
Tabela 7 – Resultados do ensaio de fadiga axial para o recobrimento WC-CrC- Ni ............. 81
Tabela 7A – Resultados e razão média do número de ciclos para a falha do aço AISI 4340
com e sem SP revestido com WC-CrC-Ni ...................................................................... 84
Tabela 7B – Comparação da resistência a fadiga para alto ciclo (107 ciclos) .......................... 84
Tabela 8 – Resultados do ensaio de fadiga axial para o recobrimento WC-10Ni ................... 92
Tabela 8A – Resultados e razão média do número de ciclos para a falha do aço AISI 4340
com e sem SP revestido com WC-10Ni........................................................................... 95
Tabela 8B – Comparação da resistência a fadiga para alto ciclo (107 ciclos) .......................... 95
Tabela 9 – Resultados do ensaio de fadiga axial para o recobrimento Ni-20Cr ................... 101
Tabela 9A – Resultados e razão média do número de ciclos para a falha do aço AISI 4340
com e sem SP revestido com Ni-20Cr ........................................................................... 104
Tabela 9B – Comparação da resistência a fadiga para alto ciclo (107 ciclos) ........................ 104
Tabela 10 – Resultados ensaio de fadiga axial para o recobrimento Ni-Cr-B-Si-Fe ............ 110
Tabela 10A – Resultados e razão média do número de ciclos para a falha do aço AISI 4340
com e sem SP revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe ................................................................. 113
Tabela 10B – Comparação da resistência a fadiga para alto ciclo (107 ciclos) ...................... 113
Tabela 11 – Resultados do ensaio de fadiga axial para o recobrimento Cr3-C2-NiCr ........... 120
Tabela 11A – Resultados e razão média do número de ciclos para a falha do aço AISI
4340 com e sem tratamento de SP revestido com Cr3-C2-NiCr
122
Tabela 11B – Comparação da resistência a fadiga para alto ciclo (107 ciclos) .................... 123
Tabela 12 – Composição química da liga bronze Aluminio 630 ........................................... 128
Tabela 13 – Apresenta os resultados da inspeção visual após o respectivo tempo de exposição
na câmara de salt-spray .................................................................................................. 148
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
ABNT
ASTM
HVOF
MEV
SEM
SE
BSE
MB
CCC
HC
SP
HV
HRc
EHC
EDS
Associação Brasileira de Normas Técnicas
American Society for Testing and Materials
High Velocity Oxigen Fuel
Microscopia Eletrônica de Varredura
Scanning Electron Microscope
Imagens obtidas por elétrons secundários
Imagens obtidas por elétrons retro espalhados
Metal base
Estrutura cúbica de corpo centrado
Estrutura hexagonal compacta
Shot peening
Dureza Vickers
Dureza Rockwell C
Electroplated Hard Chromium
Energy-Dispersive X-ray Spectroscopy
LISTA DE SÍMBOLOS
V
W
L
ımáx
ımín
ǻı
ım
ıa
R
g
l
V
m
s
h
min
Volume de desgaste
Força normal
Distância de deslizamento em desgaste
Tensão máxima
Tensão mínima
Intervalo de tensão
Tensão média
Amplitude de tensão
Razão de carga
Tensão de escoamento
Tensão de ruptura
Módulo de elasticidade longitudinal
Tensão máxima
Número de ciclos
Corrente elétrica
Unidade de peso
Unidade de volume
Velocidade de deslizamento
Unidade de medida
Unidade de tempo
Unidade de tempo
Unidade de tempo
rpm
Velocidade angular
ıe
ırupt
E
S
N
A
m3
N
m
MPa
MPa
MPa
MPa
MPa
MPa
MPa
GPa
MPa
Ampére
gramas
litro
m/s
metro
segundo
hora
minuto
rotação por
minuto
SUMÁRIO
1 INTRODUÇÃO ............................................................................................ 21
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ..................................................................... 24
2.1 Materiais para componentes estruturais aeronáuticos e automotivos........ 24
2.2 Tensões residuais ....................................................................................... 25
2.3 Shot peening ............................................................................................... 26
2.4 Cromo duro ................................................................................................ 29
2.4.1 Eletrodeposição do Cromo duro ............................................................. 29
2.5. Processo HVOF (High Velocity Oxygen Fuel): ....................................... 32
2.6. Fadiga........................................................................................................ 35
2.6.1 Histórico.................................................................................................. 37
2.6.2 Ensaios de fadiga .................................................................................... 39
2.6.3 Mecanismo da fratura por fadiga ............................................................ 43
2.7. Desgaste .................................................................................................... 51
2.7.1 Conceitos de desgaste ............................................................................. 51
2.7.2 Tipos de desgaste .................................................................................... 52
3 MATERIAIS E MÉTODOS ....................................................................... 55
3.1 Análise Química ....................................................................................... 55
3.2 Tratamento Térmico ................................................................................. 55
3.3 Tratamentos Superficiais ........................................................................... 56
3.3.1 Shot peening ............................................................................................ 56
3.3.2 Eletrodeposição de Cromo ...................................................................... 56
3.3.3 Processo HVOF ...................................................................................... 56
3.4. Ensaios e análises...................................................................................... 58
3.4.1 Ensaio de tração ...................................................................................... 58
3.4.2 Microscopia óptica.................................................................................. 59
3.4.3 Ensaio de microindentação ..................................................................... 60
3.4.4 Análise de tensão residual ...................................................................... 60
3.4.5 Ensaios de fadiga .................................................................................... 61
3.4.6 Microscopia Eletrônica de Varredura ..................................................... 63
3.4.7 Ensaios de desgaste................................................................................. 63
3.4.8. Ensaio de corrosão em névoa salina ...................................................... 65
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES .............................................................. 66
4.1 Análise Química ........................................................................................ 66
4.2 Propriedades mecânicas ............................................................................. 66
4.3 Análise metalográfica ................................................................................ 67
4.4 Análise do metal base ............................................................................... 68
4.4.1 Metal base – Resultados do ensaio de fadiga ......................................... 68
4.4.2 Metal base - Resultados do ensaio de tensões residuais ......................... 69
4.4.3 Metal base – Resultados do ensaio de microindentação......................... 70
4.4.4 Metal base - Resultados: análise pela técnica de MEV .......................... 70
4.5 Recobrimento por Cromo duro ............................................................... 75
4.5.1 Cromo duro – Resultados do ensaio de fadiga ...................................... 75
4.5.2 Cromo duro – Resultados do ensaio de tensão residual ......................... 76
4.5.3 Cromo duro – Resultados do ensaio de microindentação....................... 77
4.5.4 Cromo duro - Resultados: análise pela técnica MEV ............................. 78
4.6 Recobrimento WC-CrC-Ni ...................................................................... 81
4.6.1 WC-CrC-Ni – Resultados do ensaio de fadiga ....................................... 81
4.6.2 WC-CrC-Ni – Resultados do ensaio de tensões residuais ...................... 85
4.6.3 WC-CrC-Ni - Resultados do ensaio de microindentação ....................... 86
4.6.4 WC-CrC-Ni - Resultados: análise pela técnica MEV ............................ 87
4.7 Recobrimento WC-10Ni ............................................................................ 92
4.7.1 WC-10Ni – Resultados do ensaio de fadiga ........................................... 92
4.7.2 WC-10Ni – Resultados do ensaio de tensões residuais .......................... 96
4.7.3 WC-10Ni - Resultados do ensaio de microindentação ........................... 97
4.7.4 WC-10Ni - Resultados: análise pela técnica MEV ................................ 98
4.8 Recobrimento Ni-20Cr .............................................................................. 101
4.8.1 Ni-20Cr – Resultados do ensaio de fadiga ............................................. 101
4.8.2 Ni-20Cr – Resultados do ensaio de tensões residuais ............................ 105
4.8.3 Ni-20Cr Resultados do ensaio de microindentação ................................ 106
4.8.4 Ni-20Cr - Resultados: análise pela técnica MEV ................................... 106
4.9 Recobrimento Ni-Cr-B-Si-Fe .................................................................... 110
4.9.1 Ni-Cr-B-Si-Fe – Resultados do ensaio de fadiga .................................. 110
4.9.2 Ni-Cr-B-Si-Fe – Resultados do ensaio de tensões residuais .................. 114
4.9.3 Ni-Cr-B-Si-Fe - Resultados do ensaio de microindentação ................... 115
4.9.4 Ni-Cr-B-Si-Fe - Resultados: análise pela técnica MEV ......................... 116
4.10 Recobrimento Cr3-C2-NiCr ...................................................................... 119
4.10.1 Cr3-C2-NiCr – Resultados do ensaio de fadiga ..................................... 119
4.10.2 Cr3-C2-NiCr – Resultados do ensaio de tensões residuais .................... 123
4.10.3 Cr3-C2-NiCr – Resultados do ensaio de microindentação .................... 124
4.10.4 Cr3-C2-NiCr - Resultados: análise pela técnica MEV .......................... 125
4.11 Ensaio de desgaste .................................................................................. 128
4.11.1 Materiais ............................................................................................... 128
4.11.2: Aço 4340 x bronze-alumínio 630 ........................................................ 129
4.11.3: Aço 4340 revestido com Cromo duro x bronze-alumínio 630 ............ 131
4.11.4: Aço 4340 revestido com WC-CrC-Ni x bronze-alumínio 630 ............ 134
4.11.5: Aço 4340 revestido com WC-10Ni x bronze-alumínio 630 ................ 137
4.11.6: Aço 4340 revestido com Ni-20 Cr x bronze-alumínio 630 ................. 140
4.11.7: Aço 4340 revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe x bronze-alumínio 630 ........ 142
4.11.8: Aço 4340 revestido com Cr3C2-NiCr x bronze-alumínio 630 ............. 145
4.12 Ensaio de corrosão em névoa salina ....................................................... 148
4.13 Escolha do melhor recobrimento ............................................................ 149
5. Conclusões ................................................................................................... 155
6. Sugestões para trabalhos futuros ................................................................. 156
7. Bibliografia .................................................................................................. 157
Anexo 1 Fotos das amostras expostas em Salt-spray.
21
INTRODUÇÃO
O aço baixa liga AISI 4340 tem sido largamente utilizado em componentes
estruturais devido a (i) alta resistência mecânica, podendo resistir a diversas
solicitações estáticas, (ii) boa resistência a fadiga, podendo trabalhar em solicitações
dinâmicas, (iii) boa resistência ao desgaste, atendendo ao rigoroso e crescente aumento
das exigências para aplicações na engenharia. No entanto, apresenta baixa resistência à
corrosão, sendo necessária a aplicação de revestimentos superficiais objetivando
proteção contra corrosão e desgaste, por exemplo, a eletrodeposição de Cromo, pois
apresenta resistência à corrosão, alta dureza, resistência ao desgaste abrasivo e
adesivo, soldabilidade e baixo coeficiente de atrito. O material objeto deste estudo é o
aço AISI 4340 tratado para a condição de 52 HRc, revestido por Cromo duro para
aplicação em pinos de articulação e eixos da roda em trem de pouso de aeronaves de
tamanho médio de uso civil.
Amplamente estudado, o revestimento de Cromo duro gera microtrincas na
camada de Cromo, que diminuem a resistência à fadiga do substrato. Assim o prétratamento superficial de shot peening é aplicado na superfície do substrato para criar
uma deformação plástica, e gerar tensões residuais compressivas na superfície, que
retardam ou eliminam a propagação de trincas, tendendo a aumentar sua vida em
fadiga. Com a crescente preocupação dos órgãos governamentais e não
governamentais com relação ao meio ambiente, empresas e entidades civis estão
conduzindo projetos que objetivam substituir processos eletrolíticos de recobrimento
superficiais potencialmente contaminantes (como é o caso do Cromo duro) por outros
que forneçam as mesmas características de resistência sem, no entanto, agredirem o
homem e o ambiente.
O
processo
HVOF
(High-Velocity-Oxigen-Fuel)
para
deposição
de
revestimentos alternativos, como carbeto de tungstênio, é considerado uma técnica
promissora, pois fornece alta dureza e boa resistência ao desgaste e uma menor
redução da resistência à fadiga do substrato quando comparado à redução fornecida
pelo revestimento de Cromo duro aplicado ao aço AISI 4340.
22
1.1 OBJETIVO DO TRABALHO:
O objetivo principal deste trabalho é estudar a influência dos revestimentos por
aspersão térmica, WC-CrC-Ni; WC-10Ni; Ni-20Cr; Ni-Cr-B-Si-Fe; Cr3C2-NiCr pelo
processo HVOF, no aço AISI 4340 com alta resistência mecânica (50 HRC), com
espessura de camada depositada de 150 μm, e verificar as tensões residuais induzidas e
a eficiência dos revestimentos quanto à resistência à fadiga comparativamente com o
metal base e o aço AISI 4340 eletrodepositado com o Cromo duro. O comportamento
em fadiga é obtido em fadiga axial, levantando suas respectivas curvas de Wöhler (ı x
N).
O objetivo secundário é analisar o comportamento destes revestimentos no aço
AISI 4340 relativos à corrosão e abrasão. Os ensaios de corrosão e desgaste
completam as informações obtidas a respeito dos diversos revestimentos pesquisados.
Análises pela técnica de microscopia ótica e microscopia eletrônica de varredura
são utilizadas para avaliar a origem da trinca de fadiga, a microestrutura típica, os
prováveis efeitos de aquecimento, nível de porosidade, possíveis trincas, espessura da
camada de revestimento, integridade da linha de interface revestimento / substrato e
inclusões devido ao jateamento com óxido de alumina, antes da aplicação do
revestimento.
Este projeto de pesquisa para uma tese de doutorado objetiva um conhecimento
mais amplo de outros revestimentos que possam substituir o Cromo em aplicações
onde fadiga, corrosão e desgaste são parâmetros de projeto. A vantagem dos
recobrimentos alternativos em estudo a base de recobrimento pelo processo HVOF,
pois sendo um processo de deposição que gera tensões residuais de compressão no
substrato, interfere positivamente na resistência a fadiga. A intenção de se empregar
outros pós está associada à determinação dos melhores parâmetros que resultem em
melhoria nas resistências à fadiga, corrosão e abrasão que estão naturalmente
correlacionadas às características dos pós, espessura da camada de revestimento e
nível de tensões residuais induzidas, conforme sugestões de trabalhos futuros listadas
por Souza no ano de 2002.
23
1.2 CONTRIBUIÇÃO DO TEMA:
Os processos de recobrimento à base HVOF possuem forte aspecto tecnológico,
e têm sido estudados intensivamente nos últimos anos, principalmente como processo
alternativo aos processos de revestimento eletrolíticos como o Cromo duro.
É de grande importância social, pois precisam ser estudadas alternativas as
substâncias proibidas, como Cromo, Cádmio, Chumbo.
Este projeto de pesquisa fornece resultados tecnológicos e científicos bastante
interessantes para a comunidade industrial e científica brasileira. A indústria
aeroespacial já vem utilizando revestimentos por aspersão térmica em aplicações
hidráulicas, e tem muito interesse em trabalhos com alto teor prático como este que
está proposto. Os revestimentos a serem avaliados a base de carbeto de tungstênio e
carbeto de Cromo aplicados pelo processo HVOF são opções a serem avaliadas, pois
são elementos disponíveis e em comercialização pelos fabricantes de equipamentos de
processos de plasma. Portanto, é muito importante a pesquisa de revestimentos
alternativos em aços para a indústria aeronáutica, procurando sempre alternativas
tecnológicas que atendam aos requisitos de qualificação e homologação dos produtos
de uso aeroespacial.
24
2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1. MATERIAIS PARA COMPONENTES ESTRUTURAIS AERONÁUTICOS
E AUTOMOTIVOS
A indústria aeronáutica tem procurado nas últimas décadas o desenvolvimento de
materiais para vencer seus principais desafios: baixo peso, velocidade e baixo
consumo. As pesquisas foram direcionadas a partes específicas de cada aeronave
buscando uma maior eficiência do uso dos materiais e suas ligas. Os aços de baixa liga
e novas ligas de alumínio foram exaustivamente estudadas constituindo grande parte
das estruturas aeronáuticas. Dentre as partes de uma aeronave, os trens de pouso
demandam importantes pesquisas, pois envolvem operações de aterrissagem e
decolagem, estando submetidos a altas cargas de serviço em ambientes corrosivos e
agressivos (VOORWALD, 2002).
O aço AISI 4340 é um aço de baixa liga contendo níquel, Cromo e molibdênio,
tratável termicamente e largamente utilizado na indústria aeronáutica e automotiva
para fabricação de componentes estruturais devido às suas propriedades mecânicas,
com alta resistência à ruptura e dureza. Apresenta uma boa resistência à fadiga e bom
desempenho quando submetido a carregamentos cíclicos. Porém apresenta baixa
resistência a corrosão (TORRES, VOORWALD, 2002).
O revestimento de Cromo duro eletrodepositado é um revestimento usualmente
utilizado para proteção à corrosão e desgaste, apresentando altos níveis de dureza, e
baixo coeficiente de atrito para aplicações aeroespaciais, automotivas e petroquímicas.
A dureza do Cromo é da ordem de 70 HRc ou 1.000 HV (VASCONCELOS, 1992).
Uma característica significativa do Cromo eletrodepositado é a alta tensão
residual interna originada da decomposição de Cromos híbridos (Cromo alfa + Cromo
beta) durante o processo de eletrodeposição (NOGUEIRA, 2003).
Sob condições de fadiga, essas microtrincas propagam-se através do material
base diminuindo a resistência do componente. Portanto, deve ser considerado o uso de
métodos eficientes para aumentar a vida em fadiga (NASCIMENTO, 2001).
Durante o processo de eletrodeposição do Cromo duro, vários elementos
químicos são envolvidos, entre estes o Cromo hexavalente que é uma substância
25
cancerígena, e obviamente nociva à saúde humana. Por essa razão, estuda-se a
substituição do Cromo por outros revestimentos que apresentem propriedades
mecânicas similares, mas que não tenham restrições ambientais e que preservem a
saúde humana.
Pesquisas desenvolvidas mostraram que o uso de revestimentos com materiais
como Cromo, Níquel e carbeto de tungstênio permitem uma melhor eficiência a
corrosão e maior resistência ao desgaste (NASCIMENTO, 2001).
O processo HVOF (High-Velocity-Oxigen-Fuel) para deposição de revestimentos
alternativos, como carbeto de tungstênio, é considerado uma técnica promissora, pois
fornece alta dureza e boa resistência ao desgaste e uma mais baixa redução da
resistência à fadiga do substrato quando comparado à redução fornecida pelo
revestimento de Cromo duro aplicado ao aço AISI 4340 (NASCIMENTO, 2001).
2.2. TENSÕES RESIDUAIS
Tensões residuais são tensões que estão em equilíbrio nos materiais, em
condições de temperatura uniforme e sem carregamento externo. Sendo autobalanceadas, fazem com que o momento resultante e a força resultante produzidos
tendam a zero (BONORA, 2011).
Em geral, são fenômenos que ocorrem em materiais e componentes mecânicos
durante os muitos processos de manufatura ou fabricação e também por ação química
(BONORA, 2011):
ƒ Deformação plástica ou conformação, incluindo laminação, extrusão,
flexão, forjamento, shot peening e bombardeamento a laser;
ƒ Durante processos de fabricação, tais como soldagem, usinagem,
fundição, conformação, etc;
ƒ Durante tratamentos térmicos e termomecânicos, incluindo têmpera,
tratamento térmico a plasma e laser, nitretação ou uma combinação desses
tratamentos;
ƒ Ataques químicos (corrosão), oxidação (corrosão atmosférica), usinagem
química, tratamentos superficiais e eletrodeposição.
26
Sabe-se que as tensões residuais exercem uma importante influência na vida em
fadiga em um material.
A formação de uma tensão residual de compressão é
provavelmente o método mais eficiente de aumentar o desempenho em fadiga.
Atualmente, sabe-se que as tensões residuais têm um papel importante na iniciação e
crescimento de trincas por fadiga, e podem afetar em muito a vida ou a geometria de
uma trinca de fadiga e o estado de tensão local. Próximo à superfície, é um fator
importante para nuclear pequenas trincas de fadiga. O principal método comercial de
se introduzir tensões residuais compressivas na superfície é pelo processo de shot
peening.
Em aços de alta resistência mecânica, as tensões residuais superficiais de tração
ou compressão são importantes fatores de influência na vida em fadiga. Tensões
residuais de tração tendem a reduzir a resistência à fadiga e tensões residuais de
compressão tendem a aumentá-la, observando-se que dessa forma as tensões residuais
têm uma importante participação na nucleação e crescimento de trincas por fadiga
(TORRES, VOORWALD, 2002).
Atualmente a mais conceituada referência sobre técnica de medições de tensões
residuais é o Handbook of Measurements of Residual Stresses. As principais técnicas
de medição de tensões residuais são:
Destrutivas: furo-cego, remoção de camadas, seccionamento
Não-destrutivas: difração de raios-X, difração de nêutrons, ultrasônico, método
magnético, etc.
2.3. SHOT PEENING
É um processo de tratamento superficial a frio onde pequenas esferas são jateadas
contra uma superfície induzindo tensões de compressão e elevada densidade de
discordâncias conforme apresentado na Figura 2.1. Durante o processo, a colisão das
granalhas sobre a superfície alvo causa deformações plásticas localizadas e um
encruamento na camada superficial. Abaixo da superfície, o material procura restaurar
a sua forma original, produzindo um hemisfério de elevadas tensões residuais
compressivas ao redor das microcavidades, conforme está representado na Figura 2.1.
27
O campo residual compressivo retarda a nucleação e propagação de trincas, até
mesmo com trincas pré-existentes, desde que estejam dentro da zona compressiva.
O shot peening promove modificações superficiais que elevam a resistência à
fadiga, pois geram uma uniformização das tensões residuais nas primeiras camadas do
material e da rugosidade (TORRES, 2002; MEO; VIGNJEVIC, 2003; CARVALHO;
VOORWALD, 2007).
Figura 2.1 - Efeito do shot peening na superfície metálica (METAL IMPROVEMENT
COMPANY, 2011).
O processo de shot peening é largamente empregado com uma série de objetivos:
aumento da resistência à fadiga, uniformização de tensões nas camadas superficiais,
compactação da estrutura cristalina para aumentar a resistência à oxidação, ao atrito e
eliminar porosidades, obtenção de rugosidades controladas para reter lubrificação,
fixar desmoldantes, etc. (WANG; 1998).
A unidade de medida utilizada para a intensidade do bombardeamento é definida
28
como intensidade Almen. O método consiste no bombardeamento de uma placa de aço
padronizada, o aço mola SAE 1070. O impacto das esferas induz tensões residuais nas
placas, que se deformam, formando um pequeno arco. Medindo-se a flecha do arco
formado, e com a ajuda de uma tabela padronizada, obtém-se a intensidade Almen
expressa em termos da deformação da placa. As dimensões da placa são normalizadas
e a variação da espessura indica os três tipos de intensidade Almen: N, A e C. A
diferença de cada placa está na sua espessura. Os parâmetros que podem influenciar a
intensidade de peening são: tamanho, formato, velocidade e dureza da esfera;
propriedades do componente a ser jateado (dureza, resistência mecânica), cobertura de
bombardeamento e outros fatores, como temperatura, tempo de tratamento e ângulo de
impacto (SOCIETY OF AUTOMOTIVE ENGINEERS norma SAE-AMS-S-13165).
A Figura 2.2 ilustra o equipamento utilizado para a determinação do parâmetro
Almen.
Figura 2.2 - Equipamento para determinação do parâmetro Almen.
29
2.4 CROMO DURO
O Cromo é encontrado na natureza no minério cromita: FeCr2O4.
Seu número de oxidação pode variar de +I a +VI, sendo o íon Cromo II o mais
redutor, o Cromo III o mais estável, Cromo VI o mais oxidante.
O Cromo é inerte em baixas temperaturas, porque é protegido por uma película
de óxido que favorece sua resistência à corrosão. É um metal que dissolve em ácido
clorídrico e sulfúrico e não é atacado por ácido nítrico (NOGUEIRA, 2003).
O uso mais importante do Cromo é a produção de aços especiais, mas
atualmente, é muito empregado como metal para revestimento, devido às seguintes
características:
1. Resistência ao desgaste: é uma das qualidades mais apreciáveis do Cromo duro.
2. Resistência à corrosão: o Cromo é resistente à corrosão, protegendo
eficazmente o metal, que atinge um potencial eletroquímico no valor de um
metal nobre.
3. Resistência ao risco: esta propriedade está mais ligada com o aspecto da dureza
do Cromo.
4. Elevada dureza superficial sem gerar tensões: a dureza é uma das mais
importantes características do Cromo, pois fornece resistência ao desgaste e ao
risco. Na prática, o Cromo duro apresenta uma dureza média de 70 HRC,
equivalente a 1.000 HV (VASCONCELOS, 1992).
2.4.1 ELETRODEPOSIÇÃO DO CROMO DURO
As camadas de Cromo duro são produzidas por eletrodeposição de Cromo
metálico a partir de soluções eletrolíticas especiais, sob condições controladas de
temperatura, concentração e eletricidade. O resultado é uma camada com excelentes
propriedades de dureza, adesão e resistência (NOGUEIRA, 2003).
O processo industrial de aplicação do Cromo resultou dos trabalhos
desenvolvidos por Fink e Eldridge em 1923 e 1924. O banho de Cromo duro utiliza
30
basicamente trióxido de Cromo e catalisador, geralmente ácido sulfúrico. Também são
utilizados outros catalisadores à base de ácidos ou sais de flúor. A voltagem requerida
varia de 4 a 10V, dependendo das condições operacionais. Os melhores rendimentos
registrados para o banho variam na faixa de 200 a 400g/l de ácido crômico
(NOGUEIRA, 2003). A velocidade de deposição gira em trono de 25 μm/h quando se
utilizam densidades de corrente de 31 A/dm2 à temperatura de 50o a 55o C.
A estrutura cristalina do depósito de Cromo duro é formada por hidretos de
Cromo de composição variada. Esses hidretos podem ser eletrodepositados em
estrutura tipo HC (Cr2H para CrH) ou CCC (CrH para CrH2). A formação dos hidretos
hexagonais é favorecida normalmente em condições abaixo das condições
estabelecidas durante a deposição.
A estrutura normal do Cromo metal é CCC, e é particularmente formada a partir
de soluções a quente. A decomposição da estrutura hexagonal ou hidretos de Cromo de
estrutura HC para CCC pode envolver uma redução de volume do depósito acima de
15%. Devido a essa redução de volume no plano cristalino próximo ao metal base, o
surgimento de trincas partindo da interface para a superfície é considerada normal. A
estrutura CCC é denominada Cromo alfa, e a HC é denominada Cromo beta
(NOGUEIRA, 2003).
As teorias sobre tensões internas do depósito de Cromo duro indicam que as
trincas resultam dos excessos de tensões internas que exercem forças coesivas no
metal, geradas a partir da formação e decomposição de hidretos de Cromo. Várias
camadas de Cromo ainda mantêm trincas e tensões internas no recobrimento. Essas
tensões internas do recobrimento podem se transferir para o metal base a partir destas
microtrincas (NOGUEIRA, 2003).
A espessura das camadas de Cromo pode variar entre 0.003 mm a 0.3 mm,
dependendo de sua aplicação. Em casos especiais podem-se aplicar espessuras de
camadas maiores, mas devem ser analisadas questões econômicas e técnicas.
.
31
Na Figura 2.3 é apresentado um exemplo da superfície do Cromo duro onde
percebe-se as microtrincas que ocorrem no recobrimento.
Figura 2.3 Microtrincas na superfície do recobrimento de Cromo duro. Aumento 200X.
(a) convencional; (b) Corrente reversa acelerada de 15a 30 A/dm2 por 30 s.
(NASCIMENTO, 2001).
É possível observar uma redução significativa da resistência à fadiga do aço
AISI 4340 eletrodepositado com Cromo duro, em relação ao material base sem
revestimento. Vários são os fatores que causam essa queda da resistência à fadiga após
a eletrodeposição do Cromo duro, sendo a mais significativa as microtrincas inerentes
32
ao Cromo duro eletrodepositado, a espessura do eletrodepósito, o método de deposição
e a adesão do Cromo ao material base (SOUZA, 2002).
Recentemente inúmeras pesquisas estão sendo realizadas para identificar possíveis
alternativas para o uso do Cromo, pois as agências reguladoras aumentaram a restrição
de manipulação, armazenamento e descarte de resíduos do Cromo devido à presença
do Cromo hexavalente, elemento cancerígeno inerente ao processo (KO LEEG, 1996).
2.5 PROCESSO HVOF (HIGH VELOCITY OXYGEN FUEL)
O processo HVOF é um processo de deposição por aspersão térmica: o material
de recobrimento é fundido por uma fonte de calor, e atomizado, atinge a superfície a
ser recoberta a alta temperatura e elevada velocidade. É utilizado para aplicação de
revestimentos metálicos e cerâmicos por spray (Figura 2.4).
Nesse método, o gás combustível mistura-se com o oxigênio na parte frontal da
pistola e a mistura resultante é projetada do injetor e ionizada no exterior da pistola.
Essa ignição dá origem a uma chama posicionada ao redor do jato de material de
adição, que é propulsionado sob a forma de pó, aquecido e projetado em grande
velocidade contra a superfície alvo, aproximadamente 2.000 m/s (FEDRIZZI et al.,
2004, SOUZA, NEVILLE, 2007).
Figura 2.4. - Sistema de aspersão térmica por HVOF (SOUZA, NEVILLE, 2007).
33
O material de adição não se funde completamente, permanecendo em um estado
pastoso o suficiente para garantir a aderência ao material base. Essa técnica permite
também retrabalhos em superfícies que sofreram desgastes para readquirir dimensões
originais. Cada camada aplicada do material de aspersão une-se tenazmente à camada
previamente depositada, como no desenho esquemático da Figura 2.5. O processo
continua até que seja alcançada a espessura desejada (BOLELLI et al., 2006).
O processo HVOF representa o aprimoramento dos processos de aspersão
térmica sem superaquecer as partículas aspergidas, o qual é um fenômeno indesejado
por reduzir a resistência ao desgaste dos materiais em aspersão. O processo
proporciona o aumento da velocidade de aspersão para 2.000 m/s (representa o dobro
da velocidade atingida no processo de aspersão por plasma), produzindo revestimentos
mais densos, com menor quantidade de óxido, fato desejável por influir positivamente
na vida em fadiga e resistência a corrosão (BOLELLI et al., 2007).
b
Processos de Aspersão térmica
Chama: pó
Chama: arame/cordão
Chama: HVOF
Detonação
Arco Elétrico
Plasma: baixa energia
Plasma: alta energia
Cold spray
Velocidade (m/s)
0 200
400
600
800
1.000
1.200
Figura 2.5 - Formação da camada durante a aspersão térmica: (a) uma partícula lançada ao alvo; (b) resultando
em ilhas no revestimento. É formada camada com a presença de poros, óxidos e partículas não fundidas.
34
Os compostos metálico-cerâmicos aplicados por HVOF foram desenvolvidos
para prevenir o desgaste do material base e se tornar uma alternativa ecologicamente
viável aos processos químicos de eletrodeposição (VOORWALD et al., 2005;
SAHRAOUI et al, 2008; ESPALLARGAS et al., 2008).
Pesquisas recentes investigam a proteção ao desgaste do processo de aspersão
térmica. Revestimentos cerâmicos depositados por aspersão térmica a plasma são
comparados com WC-17%Co e WC-10%Co-4%Cr depositados por HVOF e com o
Cromo duro convencional. Os revestimentos por HVOF apresentam maior tenacidade
devido à matriz metálica formada durante a deposição. No ensaio pino-disco, a
formação de um filme fino por deformação plástica localizada é uma propriedade
determinante que confere aos carbetos uma resistência ao desgaste superior ao Cromo
e aos revestimentos cerâmicos (BOLELLI et al., 2006).
Analisando seis composições de carbetos depositadas por HVOF e aspersão por
plasma e ainda o Cromo duro, Wank e colaboradores (2006) concluem que a solução
ótima de um revestimento depende do seu sistema tribológico. Em desgaste abrasivo a
seco o WC-10Co-4Cr apresenta melhor desempenho que o Cromo duro e os demais
revestimentos HVOF, mas, para ensaios de desgaste a seco com carga oscilatória, o
Cromo duro é mais eficiente. As partículas injetadas nas pistolas HVOF também
influenciam no comportamento em desgaste.
Os revestimentos CrC-NiCr com
aglomerados reduzidos apresentam melhor desempenho mecânico e tribológico
quando comparados ao Cromo duro (PICAS et al, 2006).
A alta resistência à corrosão do Cromo duro também precisa ser considerada no
estudo da sua substituição. Essa característica é atribuída a uma forte película
passivada na sua superfície, que não se mantém na ausência de oxigênio
(NOGUEIRA, 2003).
Bolelli e colaboradores (2006) investigaram a resistência à corrosão de algumas
composições do carbeto de tungstênio em diferentes meios corrosivos. Em uma
solução de HCl, o WC-10%Co-4%Cr apresenta maior resistência à corrosão que o
Cromo duro, pois nesse meio aparecem pittings de corrosão inerentes à película
passivada. Já em banho de HNO3, um ambiente altamente oxidante, a película
passivada garante ao Cromo duro um desempenho muito melhor que o dos carbetos de
35
tungstênio.
A proteção à corrosão dos revestimentos por HVOF está associada à presença de
níquel ou Cromo na composição dos carbetos. A presença desses elementos produz
uma proteção à corrosão igual ou até melhor que o Cromo duro (KHALED; YILBAS,
2007; CHIDAMBARAM et al, 2004; BOLELLI et al., 2006).
O processo HVOF de aspersão térmica produz tensões residuais internas
compressivas dentro do substrato induzidas pela deformação da superfície,
neutralizando as tensões residuais de tração da camada do recobrimento, que ocorrem
devido à contração por solidificação da partícula quando atinge a superfície. Em geral,
o revestimento por aspersão térmica tem altas tensões internas de tração que surgem
por sua contração ou encolhimento causados pelo esfriamento rápido e solidificação
das partículas quando golpeiam a superfície. Essas tensões de tração na camada geram
tensões compressivas na superfície do substrato (SOUZA, 2002).
Porém, há uma redução na resistência à fadiga do aço, apesar das tensões
residuais compressivas induzidas pelo processo. Isso se deve à alta densidade de poros
e inclusões de óxido na camada que comumente se forma durante o processo (SOUZA,
2002).
A aspersão térmica geralmente é feita em atmosfera não controlada; podendo
acontecer interações químicas, principalmente oxidação que pode ser evidente na
microestrutura da camada, como inclusões de óxido em contornos de grão. Essas
inclusões na interface das camadas são possíveis locais de nucleação/iniciação de
trincas (SOUZA, 2002).
2.6 FADIGA
De acordo com a norma American Society for Testing and Materials - ASTM, o
termo fadiga refere-se a um “processo progressivo da alteração estrutural localizada e
permanente que ocorre em um material submetido a condições que produzem tensões e
deformações flutuantes em alguns pontos, e que culmina em trincas ou na fratura
completa após um número suficiente de flutuações” (PADILHA, 2004).
36
É o fenômeno que ocorre a um material quando sujeito a um carregamento fixo
ou variável, por um determinado tempo e caracteriza-se pelo seu rompimento a uma
tensão inferior àquela necessária para que haja a fratura do material devido à aplicação
de uma carga estática. É, portanto, um problema que afeta qualquer componente
submetido a solicitação dinâmica.
Para iniciar a aplicação de um material é preciso investigar exaustivamente o
comportamento de suas propriedades mecânicas sob as solicitações requeridas em
campo. O processo de dano e falha de componentes devido a carregamentos cíclicos é
denominado fadiga. A previsão da vida em fadiga é a área da engenharia mais
abordada na elaboração de componentes aeronáuticos (VOORWALD et al., 2007).
A indústria aeronáutica estuda vida em fadiga por meio de três filosofias de
projeto: vida segura, falha segura e tolerância ao dano (SOUZA, 2002).
Na filosofia vida segura, considera-se que cada componente ou conjunto terá
uma vida útil baseada em uma probabilidade aceitável de falha em um dado nível de
tensão. Após esse período pré-determinado, os componentes são substituídos. Para a
previsão de resistência à fadiga, o cálculo é baseado em curvas de Wöhler e a regra de
Miner é geralmente utilizada para prever a vida em carregamentos com amplitudes
variáveis.
A característica principal da “falha segura” é a redundância, de forma que,
ainda que ocorra a rápida propagação de uma trinca, a estrutura permanece intacta e
retém uma adequada capacidade de continuar a suportar carregamento.
Na filosofia “tolerância ao dano”, analisa-se a integridade da estrutura pela
velocidade de crescimento de trinca, para garantir a durabilidade esperada no projeto e
manutenção. Os três princípios fundamentais desse projeto admitem que:
4
Existe uma trinca mínima quando o componente é posto em funcionamento;
4
A trinca irá crescer de uma maneira previamente estudada;
4
Existem dados baseados nos critérios de tolerância à fratura para garantir
que o crescimento da trinca não causará a fratura catastrófica na vida
projetada ou no intervalo de inspeção (SOUZA, 2002).
37
2.6.1 HISTÓRICO
Historicamente a análise de fenômenos da fadiga iniciou com os trabalhos
pioneiros de Wöehler sobre as falhas repentinas que ocorriam nos eixos dos vagões
das estradas de ferro alemãs, isto na segunda metade do século XIX. Wöehler foi o
primeiro que apontou para a importância da amplitude das tensões cíclicas sobre a vida
de fadiga, bem como para o efeito de pequenos raios de concordância no fundo de
entalhes, que levam a uma falha prematura. A partir desses estudos iniciais, o
problema da fadiga passou a ser estudado de uma forma exaustiva, por pesquisadores
de todo o mundo, por meio de ensaios realizados com os mais diversos tipos de corpos
de prova e de carregamento. A grande maioria dos ensaios estava voltada para o
extremo da curva de fadiga correspondente ao regime de alto número de ciclos para
falha. Verificou-se que, além do efeito do entalhe, outros fatores influem na resistência
à fadiga de componentes mecânicos, passando-se assim a coletar dados experimentais
sobre estes efeitos e colocá-los sob a forma de fatores de correção empíricos. Nessa
etapa do desenvolvimento do estudo da fadiga vários aspectos causavam controvérsias,
não havendo uma explicação correta. Assim, apenas com a sofisticação dos métodos
de ensaio e de análise dos resultados é que foi possível resolver vários aspectos
duvidosos, que exigiam hipóteses e modelos, às vezes pouco lógicos para explicar
certos efeitos verificados na prática, como o efeito de tamanho, do tipo de carga,
sensibilidade ao entalhe, e outros mais.
O processo da análise de fadiga convencional, ou clássico, é baseado no conceito
da tensão limite de fadiga, usando as tensões nominais que atuam na seção crítica
como a indicação do nível de solicitação que atua no material. Sobre a tensão limite de
fadiga para um corpo de prova liso são adicionados os efeitos de concentração de
tensão, sensibilidade ao entalhe, tamanho, acabamento superficial, tipo de
carregamento, etc., para afinal obter-se a tensão limite de fadiga para o componente.
Devido ao grande número de variáveis envolvidas, existe uma grande dispersão nos
resultados de ensaios de fadiga e isto leva a uma imprecisão na sua análise, que se
reflete sobre a previsão de vida do componente mecânico.
38
A análise do fenômeno de fadiga pelas tensões que atuam no material é aplicável
quando o nível de deformação plástica induzida é baixo, ou seja, quando a vida é
relativamente elevada. No caso em que as deformações plásticas crescem, é mais
difícil relacionar a vida com o nível de tensão, principalmente se o material não possui
um encruamento apreciável. É lógico que, se o material sofre uma deformação cíclica
mais elevada, a vida de fadiga fica reduzida, embora a tensão ficasse de acordo com o
modelo adotado, constante (Rosa, 2002).
A maior diferença entre a análise de fadiga convencional, ou clássica, baseada no
conceito da tensão limite de fadiga e o processo baseado na curva İ - N, é que neste a
solicitação no material é fornecida em termos da deformação que o material sofre, e
não da tensão. A importância desta diferença é claramente verificada no caso de um
componente estrutural com uma descontinuidade geométrica. O efeito de uma
descontinuidade deste tipo é o aumento da magnitude das tensões na sua proximidade.
Este aumento localizado de tensões pode fazer com que, nesta região, o material sofra
deformações plásticas.
Em outras palavras, quando o componente estrutural é
controlado por tensões, decorrentes das cargas externas, (forças, momentos) as zonas
plásticas confinadas ficam controladas por deformações. O comportamento do material
nas zonas confinadas pode ser comparado com o comportamento de um corpo de
prova ensaiado com controle de deformação.
Em vista do exposto, para prever os efeitos de pontos de concentração de tensão
no comportamento à fadiga de componentes estruturais, as deformações que atuam na
zona plástica confinada podem ser simuladas pelo ensaio de corpos de prova de
pequenas dimensões, de seção uniforme, em condições de deformação controlada. Se a
deformação cíclica que age no ponto mais solicitado do componente for a mesma que
age no corpo de prova, a vida de nucleação do componente será a mesma que a vida do
corpo de prova, pois neste o período de propagação é extremamente pequeno. Assim,
conhecendo a dependência da deformação sobre a vida, para o material em questão, é
possível prever a vida do componente estrutural, desde que se tenha conhecimento da
deformação que age no ponto mais solicitado.
Uma conseqüência da análise plástica é a possibilidade de se considerar o
desenvolvimento, no interior do material, de um estado de tensões residuais, que pode
39
alterar sensivelmente o seu comportamento à fadiga. Essas tensões residuais, em geral,
desenvolvem-se quando existe um gradiente de tensões ao longo da seção e, em algum
ponto, o limite elástico é ultrapassado. Quando a distribuição de tensões na seção é
uniforme, a ocorrência de tensões residuais é possível se o material é solicitado por um
carregamento onde são impostas deformações, como no caso de tensões térmicas.
Devido ao efeito de encruamento cíclico que alguns materiais apresentam e ao
efeito de amolecimento cíclico de outros, um comportamento inicialmente elástico
pode se transformar, após um número de ciclos suficientes, em um comportamento
plástico. Assim, para solicitações cíclicas, o limite elástico, ou, mais usualmente, a
tensão limite de escoamento, obtido em um ensaio estático de tração, possui pouco
significado, já que o material pode encruar ou amolecer ao longo da vida. Um valor
mais significativo é o limite de escoamento de uma curva tensão-deformação cíclico,
obtido para o material em uma situação já estabilizada (Rosa, 2002).
2.6.2 ENSAIOS DE FADIGA
Os primeiros ensaios de fadiga para pesquisar a resistência a carregamentos
cíclicos foram feitos com corpos de prova de seção circular, submetidos a esforços de
flexão e postos a girar. Contando-se o número de rotações até a ruptura do corpo de
prova, se obtém o número de ciclos que o material suportou até a falha, correspondente
ao nível de tensão cíclica atuante. Nesse tipo de ensaio, embora a carga seja constante,
a tensão varia senoidalmente com o tempo, devido à rotação do corpo de prova. Em
outras situações a tensão varia ciclicamente sobre um valor de tensão média que não é
zero, fazendo com que a alternância não seja simétrica, conforme ilustra a Figura 2.6.
Isso faz com que seja necessário considerar não só a influência da amplitude da tensão
alternante, como também a intensidade da tensão média sobre a resistência à fadiga. A
nomenclatura adotada para identificar as tensões atuantes neste caso está ilustrada na
Tabela 1.
Nos ensaios de flexão rotativa o material é solicitado por uma tensão cíclica
alternante, com tensão média nula. Nesse ensaio, um corpo de prova é posto a girar,
submetido a um momento fletor constante, o que faz com que cada ponto do material,
40
devido à rotação, tenha o seu nível de tensão variando senoidalmente. O corpo de
prova assim permanece até que venha a romper. Novos corpos de prova são ensaiados,
com diferentes intensidades de carregamento, permitindo uma avaliação do efeito do
nível do carregamento cíclico sobre a vida à fadiga do material em questão. Os
resultados desses ensaios são usualmente apresentados na forma gráfica, de valores da
tensão alternada aplicada contra o número de ciclos da vida, conforme ilustrado na
Figura 2.7, conhecida por curva S-N. A Figura 2.7 mostra tensão máxima x vida em
flexão rotativa, (onde ımáx = ıa, pois ım = 0 e R= 1,0).
Uma característica importante, e que deve ser levada em consideração em todo
e qualquer problema relacionado com fadiga, é a grande dispersão de resultados
existente, principalmente para vidas superiores a 104 ciclos. Isso se deve ao processo
de nucleação, que fica bastante influenciado pelas heterogeneidades metalúrgicas, que
são aleatoriamente dispersas pelo volume do material.
Outros tipos de ensaios realizados são os de tração-compressão, torção cíclica ou
de flexão plana. Atualmente, a tendência é de usar predominantemente testes axiais, de
tração-compressão. Alguns ensaios são realizados com o uso de carregamentos
combinados, ou seja, tração-flexão, tração-torção, flexão-torção, entre outras
combinações. O estudo da fadiga é feito tomando por base os dados obtidos com
ensaios de tração-compressão, com controle de carga na região a alto ciclo e com
controle de deformação na região a baixo ciclo. Os equipamentos de ensaio são na sua
grande maioria máquinas eletro-hidráulico servocontroladas, com realimentação do
sinal de controle e possibilidade de medida de várias grandezas simultaneamente. Nos
ensaios com controle de deformação as curvas são de İa (componente dinâmica da
deformação) contra N ou de ǻİ, faixa de variação da deformação, contra a vida N.
A Tabela 1 apresenta a terminologia usada, a definição e as relações entre os
parâmetros para um carregamento cíclico de amplitude constante, conforme ilustrado
na Figura 2.6 (PADILHA, 2004).
41
Tabela. 1 - Terminologia, definição e relação entre os parâmetros de um carregamento
cíclico de fadiga (PADILHA, 2004).
7(50,12/2*,$
IJPi[
IJPtQ
IJP
IJD
¨IJ
5
.
'(),1,d®2
7HQVmRPi[LPD
0DLRUWHQVmRGRFLFOR
7HQVmRPtQLPD
0HQRUWHQVmRGRFLFOR
7HQVmRPpGLD
0pGLDGDVWHQV}HV
7HQVmRDOWHUQDGD
&RPSRQHQWHYDULiYHOGDWHQVmR
$PSOLWXGHGDVWHQV}HV
'LIHUHQoDGDVWHQV}HVHPPyGXOR
5D]mRGDVWHQV}HV
5D]mRHQWUHDWHQVmRPtQLPDHPi[LPD
&RQVWkQFLDGHFDUJD
5D]mRHQWUHDVWHQV}HVPi[LPDHPpGLD
Figura 2.6 – Carregamento cíclico com amplitude constante
5(/$d®2
ıP ıPi[ıPtQ
ıD ıPi[±ıPtQ
¨ı ıPi[±ıPtQ $
5 ıPtQıPi[
. ıPi[ıP
42
As curvas S-N são plotadas para amplitudes de tensões constantes, cujos valores
estão abaixo do limite elástico do material. O número de ciclos N é considerado como
sendo o número de ciclos de tensão necessários para causar a fratura completa do
corpo de prova ou da peça. A tensão na qual a curva se mantém na horizontal é um
importante parâmetro conhecido como limite de resistência à fadiga. Esse limite é
característico de algumas ligas ferrosas, por exemplo, o aço, e ligas a base de titânio, e
representa um valor máximo de tensão no qual o material não sofrerá fratura por
fadiga, ou seja, abaixo desta tensão não é possível romper o material, não importando
o número de ciclos (SCHIJVE, 2003).
Tensão máxima (MPa)
1400
4340:52HRc
52(140 µm)
1200
1000
800
600
400
3
10
4
10
5
10
6
10
7
10
Ciclos
Figura 2. 7 - Curva S-N - Influência do Cromo eletrodepositado na resistência à fadiga
em flexão rotativa do aço AISI 4340: R = 1,0 (VOORWALD et al., 2007).
Para N=107 ciclos, considera-se vida infinita para os metais ferrosos. Os metais
não ferrosos, por exemplo, ligas à base de alumínio cobre e magnésio, em geral não
apresentam um patamar do limite de fadiga. Com isso, a falha por fadiga irá sempre
ocorrer para essas ligas, independente da intensidade da tensão. Para esses materiais, a
propriedade de fadiga ou a resposta do material submetido a esse tipo de solicitação é
43
especificada como uma resistência à fadiga, que corresponde ao valor da tensão para a
qual a falha por fadiga não irá ocorrer em um determinado número pré-estabelecido de
ciclos, que no caso dessas ligas é da ordem de 108 ciclos (BONORA, 2011).
Para ensaios de fadiga em corpos de prova polidos, com solicitação axial de
amplitude constante, o limite superior da região de baixo ciclo varia de 102 a 105 ciclos.
Segundo Dieter e Willens (1983), a região de fadiga de baixo ciclo corresponde a N <
104 ciclos (SOUZA, 2002).
Não existe um consenso na literatura sobre um valor fixo para o número de ciclos
na curva S-N, que separa nitidamente a região que corresponde à fadiga de alto ciclo
da região de baixo ciclo. O número de ciclos que distingue uma região da outra
depende da resistência e da ductilidade do material (DIETER, 1984).
Segundo Dieter, o número de alto ciclo corresponde a N > 105 ciclos. Para
Willens (1983), fadiga de alto ciclo corresponde a N > 104 ciclos. Nestas condições e,
até mesmo para número de ciclos abaixo da faixa de 104 a 105 ciclos, a tensão é
considerada elástica, porém, o material sofre deformações plásticas localizadas
(SOUZA, 2002).
Neste estudo, para efeito de comparações entre os recobrimentos e o Cromo duro,
adotam-se os seguintes valores para fadiga: alto ciclo para N=106 ciclos; médio ciclo,
para N=105 ciclos; e baixo ciclo, para N=104 ciclos.
2.6 3 MECANISMO DA FRATURA POR FADIGA
Os fatores considerados causadores da fratura por fadiga (CALLISTER, 2002):
ƒ Deformação plástica
ƒ Carregamentos que produzem tensões de tração suficientemente altas;
ƒ Variações ou flutuações da tensão de tração suficientemente grande;
ƒ Número de ciclos ou tempo de atuação da carga suficientemente longo.
Trincas de fadiga iniciam-se sob ação de tensões cíclicas e se propagam sob ação de
tensões de tração. Tensões de compressão não causam fratura por fadiga (SOUZA,
1982).
Além dos fatores considerados causadores da fratura por fadiga, existem os fatores que
aceleram o processo, tais como (SOUZA, 1982):
44
ƒ Concentradores de tensões geométricos (macroscópicos) e metalúrgicos
(microscópicos);
ƒ Corrosão;
ƒ Temperatura;
ƒ Sobrecargas;
ƒ Acabamento superficial.
Os materiais de engenharia possuem defeitos que concentram tensões, intensificam as
deformações nessas regiões, atingindo muitas vezes valores suficientes para deformar
plasticamente o material nesses locais (ZANGRANDI, 2004).
A fratura por fadiga é um processo que se desenvolve basicamente em três
estágios (SOUZA, 1982):
Estágio I – Iniciação ou nucleação de microtrincas
O estágio I do processo de fratura por fadiga corresponde à fase inicial da
formação de trincas. Tem como características principais os seguintes aspectos:
ƒ Não é visível a olho nu e nem perceptível na superfície de fratura;
ƒ Uma microtrinca nucleada em condição estável começa a se propagar de forma
muito lenta ao longo dos planos cristalográficos orientados a 45° com a direção
da tensão de tração. Nos metais policristalinos, a propagação ocorre ao longo
dos planos com elevadas tensões de cisalhamento;
ƒ Em geral, nunca se propagam a distâncias que vão além de duas a cinco vezes o
diâmetro dos grãos em torno da sua origem;
ƒ A taxa de propagação da trinca nesse estágio é da ordem de angstroms por ciclo
e a duração desse estágio pode representar de zero até 90% da vida da peça ou
do componente, dependendo do nível de tensão e das características do
material;
ƒ A presença de concentradores de tensões diminui sensivelmente a duração desse
estágio;
O estágio I corresponde, em resumo, à fase de alterações microestruturais
localizadas, progressivas e em geral permanentes, que levam ao aparecimento
de pequenas microtrincas, que se propagam a distâncias muito pequenas e
seguindo direções bem definidas.
45
Estágio II – Crescimento ou propagação estável de trincas
O estágio II do processo de fratura por fadiga corresponde à fase de propagação
estável da trinca. Tem como características principais os seguintes aspectos:
• enquanto no estágio I a propagação das microtrincas ocorre ao longo de planos
cristalográficos
bem
definidos,
que
correspondem
aos
planos
de
escorregamento orientados a 45° em relação à direção da tensão de tração, no
estágio II a direção de crescimento da trinca passa a ser normal a direção da
tensão de tração;
• O estágio II é sempre visível a olho nu e pode representar a maior área da
superfície de fratura, ainda que não represente necessariamente a maior vida em
fadiga;
• A taxa de propagação da trinca nesse estágio é da ordem de micrometros por
ciclo;
• A propagação da trinca independe da orientação dos grãos, uma vez que a
propagação é preferencialmente transgranular;
• Nesse estágio são formadas as estrias de fadiga para materiais dúcteis.
Estágio III – fratura súbita final da seção remanescente
O estágio III de propagação da trinca corresponde à fratura brusca final, de
aspecto frágil (macroscopicamente), caracterizado por uma região rugosa e áspera na
superfície de fratura. Ocorre quando a área resistente do corpo de prova ou da peça não
suporta mais a tensão do ciclo e se rompe.
Em escala macroscópica, a fratura por fadiga apresenta o aspecto de uma fratura
frágil, sem mostrar deformações plásticas na região da fratura (SOUZA, 1982). A
Figura 2.8 ilustra esquematicamente o aspecto de uma superfície de fratura por fadiga.
A superfície de fratura por fadiga é facilmente reconhecida pelo seu aspecto
característico, que apresenta sempre duas regiões distintas: uma região lisa, que
apresenta um aspecto polido e brilhante que corresponde ao estágio de propagação
estável da trinca e uma região rugosa, que apresenta um aspecto escuro e rugoso, que
corresponde ao estágio de propagação instável da trinca, até o momento em que a área
resistente não suporta mais o esforço aplicado e ocorre a fratura final (ZANGRANDI,
2004).
46
Como a trinca se propaga lentamente desde a nucleação até atingir o tamanho
crítico, as superfícies fraturadas se atritam a medida que o material é deformado em
sentidos opostos em cada ciclo de tensão, devido ao movimento de abertura e
fechamento da ponta da trinca, sob a ação das tensões de tração e compressão,
respectivamente. Os aspectos característicos do estágio I de nucleação da trinca não
são observados na superfície de fratura (ZANGRANDI, 2004; CALLISTER, 2002).
Figura 2.8 - Aspecto macroscópico de uma superfície de fratura por fadiga (SOUZA,
1982).
Geralmente, marcas com a forma de conchas concêntricas, denominadas marcas
de praia, estão presentes na região lisa da superfície de fratura. As marcas de praia
apresentam-se como ressaltos e expandem-se a partir do local de início da trinca,
indicando a sua direção de propagação. As marcas de praia, quando presentes na
superfície de fratura são visíveis a olho nu. A presença de marcas de praia na
superfície de fratura por fadiga pode significar três fatos, ou seja, variação na
amplitude das tensões, variação na frequência das tensões durante a propagação da
trinca e ou a oxidação da superfície de fratura, no caso de solicitações intermitentes,
47
durante os períodos de paradas ou interrupções (SOUZA, 1982; CALLISTER, 2002).
A proporção entre o tamanho da região lisa para o tamanho da região rugosa em
uma superfície de fratura por fadiga serve como um indicativo do valor da tensão
máxima do ciclo. À medida que a intensidade da tensão máxima do ciclo aumenta, o
tamanho da região lisa diminui e o tamanho da região rugosa aumenta e vice-versa. À
medida que a tensão máxima do ciclo diminui, a superfície correspondente à região
lisa aumenta e o tamanho da região rugosa diminui, indicando que uma pequena área
resistente ainda foi capaz de resistir à tensão atuante antes da fratura (CAMARGO,
1995). A propagação de uma trinca por fadiga em escala microscópica apresenta
alguns aspectos principais, que caracterizam cada um dos três estágios (CAMARGO,
1995). A Figura 2.9 ilustra esquematicamente a propagação de uma trinca por fadiga
em escala microscópica.
As trincas por fadiga em materiais metálicos podem começar em inclusões
superficiais e sub-superficiais, riscos, contornos de grão e alterações de seção. Como
pode ser visto na Figura 2.9, o início das microtrincas ocorre em bandas de
escorregamento normais à superfície do material, que se movimentam por intrusões e
extrusões num mecanismo de deformação plástica localizada (SOUZA, 2002).
Superfície metálica
Superfície metálica
Carregamento estático
Carregamento dinâmico
Figura 2.9 – Influência do carregamento na geometria dos escorregamentos na superfície do material
(adaptado do GROSS, LAMPMAN, 1996).
A reversibilidade do movimento de bandas de escorregamento não ocorre por
duas razões:
1) nem todas as discordâncias retornam à posição inicial após o endurecimento
48
por deformação cíclica,
2) um incremento de escorregamento exposto ao ambiente não inerte pode
interagir quimicamente, criando finas camadas oxidas no novo material exposto ou por
adsorção química dos átomos do ambiente. Dessa forma entende-se que o início da
trinca é um fenômeno superficial (GROSS, LAMPMAN, 1996).
A propagação da microtrinca não ocorre necessariamente ao longo do plano
cristalográfico, sendo dependente de estrutura cristalina, tamanho e textura do grão, e
dos obstáculos à movimentação de discordâncias. Depois de iniciado, o processo de
propagação estável da trinca divide-se em dois estágios de crescimento,
esquematizados na Figura 2.10 (GROSS; LAMPMAN, 1996).
No estágio I, a zona plástica da ponta da trinca é confinada em alguns grãos. O
crescimento ocorre predominantemente em cisalhamento simples, na direção do
primeiro sistema de escorregamento. Neste estágio, a aparência da superfície de fratura
é plana e serrilhada.
Figura 2.10 - Representação esquemática da propagação de uma trinca por fadiga em
metais policristalinos (adaptado de GROSS, LAMPMAN, 1996).
49
Com o aumento da zona plástica na ponta da trinca, o fluxo da trinca passa a se
alternar em dois sistemas de escorregamento, denominado estágio II, que apresenta um
caminho de trinca perpendicular à tensão aplicada (GROSS; LAMPMAN, 1996).
No estágio II, ligas metálicas dúcteis formam estriais de fadiga por um
mecanismo repetitivo de abaulamento plástico e afilamento na ponta da trinca. As
estrias representam o avanço da trinca em cada ciclo de carregamento. A Figura 2.11
apresenta a fractografia obtida por microscopia eletrônica de varredura, onde se
observam estrias de fadiga em uma liga de alumínio forjado.
Figura 2.11 - Fractografia da estria de fadiga na liga de alumínio forjado (ASM, 2002).
Após as duas etapas de crescimento (estágio I e II), o componente não suportará
mais o carregamento aplicado, e a trinca se propagará de forma instável levando à
ruptura final (ZANGRANDI, 2004).
Do ponto de vista microscópico, a fratura final poderá ser: alveolar (dimples),
clivagem, quase clivagem e intergranular. A fratura é do tipo alveolar quando são
formadas microcavidades a partir de vazios, inclusões ou partículas de segunda fase. A
50
fratura por clivagem ocorre por separação direta ao longo de planos cristalográficos,
onde ocorrem fratura transgranular, pouca ou nenhuma deformação plástica e
aparência lisa e plana. A fratura pode ser caracterizada como quase clivagem quando
ocorre certa indefinição dos planos de clivagem. Esse tipo de fratura é encontrado em
aços temperados e revenidos e pode haver ocorrência casual de alvéolos entre os
supostos planos de clivagem. Já na fratura intergranular, a trinca segue os contornos de
grão. Isso ocorre quando os contornos são mais frágeis que a rede cristalina. A Figura
2.12 ilustra os tipos de fratura do ponto de vista microscópico (JOGI et AL, 2008).
(a)
(b)
(c)
(d)
Figura 2.12 - Representação de fraturas de fadiga do ponto de vista microscópico: (a) alveolar;
(b) clivagem; (c) quase clivagem; (d) intergranular (CALLISTER, 2002; ASM,
2002).
51
2.7 DESGASTE
2.7.1. CONCEITOS DE DESGASTE
O estudo de desgaste nos materiais está vinculado à Tribologia cujo significado,
usualmente aceito pela ASME, é referido à ciência que estuda as superfícies
interagindo em movimento relativo e suas relações microestruturais [ASM , v.18].
Os conceitos de desgaste aceitos pela ASME são:
Desgaste é o dano de uma superfície sólida, geralmente envolvendo perda progressiva
de material, devido ao movimento relativo entre aquela superfície e uma substância ou
substâncias em contato com ela.
Desgaste é a perda progressiva de substância da superfície operacional de um corpo
que acontece como resultado de movimento relativo à superfície.
Deve ser observado que a primeira definição não excluiria necessariamente o
desgaste, no qual o material de superfície pode ser deslocado, mas não removido. No
entanto, a segunda definição exige remoção da substância para ser considerado
desgaste. Às vezes, o dano de superfícies pode não envolver remoção de material
[ASM, v.18].
Uma variedade de parâmetros influencia os mecanismos de desgaste, e os
principais são:
- parâmetro de material: composição, tamanho de grão, modulo de elasticidade,
condutividade térmica, dureza, etc.
- parâmetros de projetos: forma, carregamento, tipo de movimento, aspereza, vibração,
número de ciclos, etc.
- parâmetros de meio-ambiente: temperatura, contaminação, umidade, atmosfera, etc.
- parâmetros de lubrificação: tipo de lubrificante, estabilidade do lubrificante, tipo de
fluido, modo de lubrificação, etc.
- presença ou ausência de desgaste interno.
Estes parâmetros são aplicados a ambos os membros de contato de desgaste.
52
2.7.2. TIPOS DE DESGASTE
O processo de desgaste pode ser classificado pelo movimento que ocorre entre os
pares, sendo sua classificação usual segundo o mecanismo de desgaste. Os principais
mecanismos observados no desgaste de superfícies são:
i - desgaste abrasivo;
ii - desgaste adesivo;
iii - desgaste erosivo.
O desgaste adesivo é considerado a forma mais severa de desgaste envolvendo
altas taxas de desgaste e elevado coeficiente de atrito. A alta pressão de contato entre
as
rugosidades
da
superfície
resulta
em
deformação
plástica,
adesão
e
consequentemente, a formação de junções localizadas. Durante o deslizamento a
ruptura dessas junções causa a transferência de material, da superfície mais fraca para
a mais resistente, conforme a Figura 2.13.
Figura 2. 13 - Processo de transferência de metal devido à adesão (COSTA, 2009).
A formação das juntas adesivas depende das propriedades físicas e mecânicas
dos materiais em contato, do modo e valor de carregamento, e da rugosidade da
superfície. A transferência progressiva de material por meio das juntas adesivas dar-seá até que a camada formada se desprenda e forme uma partícula. A presença de ambos
53
os materiais sob contato na partícula formada é o que diferencia o mecanismo de
desgaste adesivo dos demais (COSTA, 2009).
O desgaste abrasivo consiste na remoção ou deslocamento de material pelo
deslizamento de partículas rígidas e pode ser classificado como dois corpos ou três
corpos, conforme o esquema apresentado na Figura 2.14. Na abrasão de dois corpos, a
partícula presa ao corpo de maior dureza move-se arrancando material do corpo de
menor dureza. Na abrasão de três corpos, partículas de alta dureza agem como
elementos interfaciais entre o corpo sólido e sua contraparte. O desgaste abrasivo de
três corpos é menos severo, pois devido às variações no ângulo de ataque, apenas uma
pequena parte das partículas causa desgaste.
(a)
(b)
Figura 2.14 - Desgaste abrasivo: (a) 2 corpos, (b) 3 corpos.
Diferentes processos físicos podem ocorrer no desgaste abrasivo, como fratura e
sulcamento, dependendo dos materiais envolvidos, da abrasividade das partículas e do
ângulo de ataque. A resistência ao desgaste abrasivo é relacionada à dureza dos
materiais envolvidos. Materiais mais duros têm menor taxa de desgaste abrasivo que
materiais mais moles. Entretanto, a fragilidade acentuada pode levar a um desgaste
acentuado por fratura e arrancamento de camadas superficiais, como é o caso dos
materiais cerâmicos. Considerando que a fragilidade do material geralmente aumenta
com o aumento da dureza, existe um limite de melhoria da resistência à abrasão por
aumento da dureza superficial (COSTA 2009).
O desgaste corrosivo é caracterizado pelo atrito de duas superfícies em contato,
que reagem com o ambiente. Quando o meio se torna reativo pela presença do
54
oxigênio, o mecanismo também é conhecido por desgaste oxidativo. O processo se
desenvolve pela contínua formação e remoção de camadas nas superfícies em contato.
Na presença de um ambiente reativo, é formado um filme protetor que reduz o contato
metálico das superfícies. A quebra e remoção desse filme forma detritos não-metálicos
que podem atacar abrasivamente as superfícies em contato, expondo-as ao ambiente
corrosivo. Nova película se forma e a perda de massa é causada pela repetida
ocorrência desse processo (COSTA 2009).
A composição de lubrificantes em sistemas tribológicos precisa ser otimizada
para se obter um balanço entre o desgaste adesivo e corrosivo, como mostrado na
Figura 2.15.
Figura 2.15 - Balanço entre desgaste corrosivo e oxidativo (COSTA 2009).
O desgaste raramente é catastrófico, mas reduz a eficiência em serviço podendo:
• Alterar as dimensões dos componentes causando vibração e desalinhamento,
alterando, como consequência, a distribuição de forças;
• Iniciar trincas superficiais perto da região sob tensão que podem levar à fratura
do componente;
• Gerar detritos, particularmente em sistemas tribológicos com pouca folga,
podendo ser mais sério do que alterações dimensionais.
55
3. MATERIAIS E MÉTODOS
3.1 ANÁLISE QUÍMICA
A análise química foi realizada pela técnica de Espectroscopia de Emissão
Atômica (AES) para se verificar se a composição química estava de acordo com o
especificado para aço AISI 4340 (AMS 6414).
3.2 TRATAMENTO TÉRMICO
O tratamento térmico foi realizado conforme prescrita na norma MIL – H –
6875, onde a têmpera foi realizada em um forno de atmosfera controlada a uma
temperatura de 830°C, permanecendo por um tempo de 45 minutos, resfriados em óleo
a uma temperatura de 20°C. O tratamento de duplo revenimento foi realizado em forno
ao ar, após 30 minutos do final da têmpera. Os corpos de prova permaneceram a uma
temperatura de 230°C por um tempo de 4 horas, depois foram resfriados ao ar, sendo
novamente levados a uma temperatura de 230°C por um tempo de 4 horas e depois
resfriados ao ar. A representação esquemática dos tratamentos térmicos está indicada
na Figura 3.1. O objetivo do tratamento térmico é a obtenção de uma dureza entre 49
HRc e 53 HRc no material base.
Figura 3.1 - Representação esquemática dos tratamentos térmicos de têmpera e revenimento para
obter-se dureza de 49 HRc a 53 HRc (MIL H 6875).
56
3.3 TRATAMENTOS SUPERFICIAIS
3.3.1 SHOT PEENING
Os parâmetros de shot peening utilizados foram: intensidade de 0,008 A, fluxo
de saída de 3 kg, velocidade de 250 mm/min., distância de 200 mm, rotação de 30
RPM e cobertura de 200%. Foi utilizada uma esfera de aço S230 (ǚ de 0.7 mm). O
processo foi realizado em um equipamento de jateamento a ar de acordo com a norma
SAE-AMS-S-13165. As amostras tratadas apresentam uma rugosidade superficial de
1,08 ± 0,14 ȝm. Nas amostras revestidas por HVOF, o processo foi efetuado antes do
jateamento com alumina.
Foi utilizada a intensidade de 0,008 A, pois conforme estudo de Torres (2002)
esta faixa de intensidade foi a que apresentou os melhores resultados em vida em
fadiga em flexão rotativa, em aço AISI 4340 com 50 HRc.
3.3.2 ELETRODEPOSIÇÃO DE CROMO
A eletrodeposição convencional de Cromo duro foi realizada em uma solução
de ácido crômico com 250 g/l de CrO3 e 2,5 g/l de H2SO4, a 50-55 °C, com densidade
de 31 a 46 A/ dm2, e velocidade de deposição igual a 25 µm/h. Foi utilizado um banho
com um simples catalisador com base em sulfato. Depois da deposição da camada de
Cromo, os corpos de prova foram submetidas a um tratamento de desidrogenação,
para evitar a fragilização por hidrogênio, a 190°C por 8 horas.
3.3.3 PROCESSO HVOF
As características principais dos revestimentos escolhidos para esse
trabalho são:
• WC-CrC-Ni: composição química: 20% Cr, 6% Ni, 5,8% C, W restante; alta
resistência à corrosão; alta resistência química; excelentes propriedades de
desgaste; empregável até 760°C;
57
• WC-10Ni: composição química: 10,5% Ni, 3,6% C, W restante; melhor
resistência à corrosão que WC-Co; excelentes propriedades de desgaste em
baixas temperaturas; pode ser utilizado em temperaturas até 480°C;
• Ni-20Cr: composição química: 20% Cr, Ni restante; boa resistência à corrosão
e a oxidação até 980°C; revestimento liso e brilhante; exibe boas características
de adesão; bom para reparos;
• Ni-Cr-B-Si-Fe: composição química: 14,5% Cr, 4,5% Fe, 4,5% Si, 3,2% B, Ni
restante; boas propriedades de corrosão e desgaste; pode ser utilizado em
temperaturas até 815°C; baixa dureza quando comparada com WC-Co;
• Cr3C2-NiCr: composição química: 10%C, 21%Ni, 69%Cr; boa resistência ao
desgaste e a erosão em altas temperaturas; pode ser utilizado em temperaturas
ate 850°C; possui melhor resistência à oxidação que WC-Co;
Os revestimentos foram aplicados pela empresa privada Praxair com um
sistema HVOF, no qual foi utilizada a composição de pó específica para cada caso,
resultando numa espessura de aproximadamente 150 μm com rugosidade superficial
de aproximadamente Ra = 2,7 ȝm. As amostras revestidas foram previamente tratadas
com um jateamento de alumina de 90 mesh para aumentar a adesão.
Os parâmetros de processo utilizados foram:
Processo: TAFA JP 5000;
Pressão de oxigênio: 9,4 – 10,1 bar (136–146 psi);
Combustível: querosene;
Pressão de combustível: 7,8 – 8,6 bar (114–124 psi);
Pressão de suprimento do pó: 0,2 – 0,4 bar (3–6 psi);
Distância da pistola: 300 mm;
Temperatura máxima no substrato: 170o C.
58
3.4. ENSAIOS E ANÁLISES
3.4.1 ENSAIO DE TRAÇÃO
Os ensaios de tração foram realizados no Departamento de Materiais e
Tecnologia na FEG/UNESP, em um equipamento servo-hidráulico da marca
INSTRON modelo 8801 (Figura 3.2) adquirida durante a realização do projeto
FAPESP- 99/06549-5. Os parâmetros de ensaio e o desenho dos corpos de prova
(Figura 3.3) foram estabelecidos conforme a norma ASTM E8 / 2008. A partir desses
ensaios foi determinada a resistência mecânica do aço AISI 4340.
Figura 3.2 - Instron 8801
59
Figura 3.3 - Corpo de prova de tração (ASTM E8 / 2008)
3.4.2. MICROSCOPIA ÓTICA
Os ensaios por
microscopia óptica foram realizados no Departamento de
Materiais e Tecnologia na FEG/UNESP do campus de Guaratinguetá no LAIMat,
Laboratório de Análise de Imagens [ processo FAPESP 97/06287-5], ao qual pertence
o microscópio Nikon EPIPHOT 200. As imagens obtidas foram tratadas pelo software
de domínio público Image J.
As etapas para preparação das amostras para microdureza e microscopia óptica
foram as seguintes: corte, embutimento, lixamento, polimento e ataque químico. As
amostras foram embutidas em baquelite de base epóxi para a proteção das bordas dos
revestimentos. O lixamento do material base teve a seguinte seqüência de
granulometria: 100, 220, 320, 400, 600, 1.000 e 1.200.
O polimento foi realizado em uma politriz automática da marca Polipan
utilizando como lubrificante uma solução coloidal composta de 260ml de OP-S
(suspensão), 40ml de H2O2 30%, 1 ml de HNO3 e 0.5 ml de HF. O ataque químico é
realizado somente para revelar ou realçar detalhes da microestrutura. A amostra foi
imersa em uma solução ácida composta de 45 ml de H2O Deionizada, + HNO3 + HF,
por um intervalo de tempo de 25 s. Após a realização do ataque químico, a amostra foi
lavada com água destilada por um período de 5 minutos.
60
3.4.3 ENSAIO DE MICROINDENTAÇÃO
Foram realizados ensaios de microindentação (HV), sendo 10 medidas para os
materiais como recebidos, com carga de 50 gf aplicada durante 15s. Os ensaios foram
realizados conforme a norma ASTM E 384, no Departamento de Materiais na
FEG/UNESP, em um equipamento Shimadzu, modelo HV-2T adquirido pelo projeto
FAPESP 2006/03570-9 (Figura 3.4).
Figura 3.4 - Microdurômetro
3.4.4 ANÁLISE DE TENSÃO RESIDUAL
A técnica utilizada neste trabalho é a difração de raios X, sendo necessários a
remoção do recobrimento HVOF e Cromo do metal base através de processo químico.
As medições do valor absoluto das tensões residuais foram realizadas utilizando
equipamento RAYSTRESS®, em diferentes profundidades dos corpos de prova (com
e sem shot-peening).
Precisão da medição do valor absoluto da tensão: ±10 MPa.
61
Figura 3.5 - Equipamento portátil para analise de tensões RAYSTRESS®.
(1) Unidade de controle com fonte de alta tensão, que permite monitoramento
e o ajuste do nível de potência de alimentação do tubo de raios X; (2) – Fonte
de alta tensão e tubo de raios X; (3) – O suporte magnético permite instalar o
equipamento diretamente na peça analisada e ajustar o equipamento na
posição de exposição; (4) – Colimador com cassete para filme de raios X.
3.4.5 ENSAIOS DE FADIGA
Os ensaios de fadiga axial foram realizados em máquina Instron 8801 (Figura
3.2), conforme a norma ASTM E 466. Foi utilizado um carregamento senoidal de
amplitude constante com controle de carga, frequência de 20 Hz e razão de
carregamento R = 0,1, à temperatura ambiente. Foi considerada como limite de
resistência à fadiga a fratura dos corpos de prova ou a vida acima de 106 ciclos. Foram
preparados treze grupos de corpos de prova de fadiga listados na Tabela 2, e
fabricados de acordo com a Figura 3.6, para a obtenção das curvas S-N dos ensaios de
fadiga axial.
62
Tabela 2 - Grupos de corpo de prova para obter as curvas S-N.
Metal Base
MB + shot peening
Revestimento
Grupo 1
Aço 4340
--
--
Grupo 2
Aço 4340
SP
--
Grupo 3
Aço 4340
SP
Cromo duro
Grupo 4
Aço 4340
--
WC-CrC-Ni
Grupo 5
Aço 4340
SP
WC-CrC-Ni
Grupo 6
Aço 4340
--
WC-10Ni
Grupo 7
Aço 4340
SP
WC-10Ni
Grupo 8
Aço 4340
--
Ni-20Cr
Grupo 9
Aço 4340
SP
Ni-20Cr
Grupo 10
Aço 4340
--
Ni-Cr-B-Si-Fe
Grupo 11
Aço 4340
SP
Ni-Cr-B-Si-Fe
Grupo 12
Aço 4340
--
Cr3C2-NiCr
Grupo 13
Aço 4340
SP
Cr3C2-NiCr
Figura 3.6- Corpo de prova de fadiga axial
63
3.4.6 MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA
As superfícies dos corpos de prova fraturados foram analisadas no microscópio
eletrônico de varredura JEOL JSM 5310, disponível no Instituto Nacional de Pesquisas
Espaciais – INPE – São José dos Campos. Nesse equipamento também foram
realizadas as análises de espectroscopia dispersiva (EDS) para identificar a
composição dos revestimentos e das ligas estudadas.
3.4.7 ENSAIOS DE DESGASTE
Os ensaios de desgaste por deslizamento foram realizados no Laboratório de
Desgastes do Departamento de Materiais e Tecnologia da FEG-UNESP (Figura 3.7)
no Tribômetro de configuração tipo pino-disco, com a metodologia direcionada pela
norma ASTM G 99.
O pino metálico foi usinado a partir da liga bronze-alumínio 630 e os discos
obtidos do aço AISI 4340 na condição material base e com os revestimentos descritos
na Tabela 3 e na Figura 3.8.
Tabela 3 - Grupos de corpo de prova para ensaio de desgaste.
Par tribológico
Disco
Pino
Metal base
Revestimento
Material
Par 1
Aço 4340
--
Bronze Al 630
Par 2
Aço 4340
Cromo duro
Bronze Al 630
Par 3
Aço 4340
WC-CrC-Ni
Bronze Al 630
Par 4
Aço 4340
WC-10Ni
Bronze Al 630
Par 5
Aço 4340
Ni-20Cr
Bronze Al 630
Par 6
Aço 4340
Ni-Cr-B-Si-Fe
Bronze Al 630
Par 7
Aço 4340
Cr3C2-NiCr
Bronze Al 630
A velocidade de deslizamento (v) do par tribológico foi de 0.5 m/s. Foi aplicada
64
sobre o pino uma força normal de 5,0 N, correspondente ao peso da haste de fixação
do pino sem pesos adicionais. Os ensaios foram realizados à temperatura ambiente,
sem lubrificação e sem controle de umidade. Os parâmetros levantados nos ensaios
foram a medição da perda de massa do pino metálico e do disco utilizando uma
balança analítica.
A cada 500 m de percurso, os corpos de prova foram limpos em banho
ultrasônico e pesados. O percurso total para cada par tribológico foi de 2.000 m.
Figura 3.7 - Equipamento para ensaios tribológicos
Figura 3.8 - Corpos de prova para o ensaio pino-disco
65
3.4.8 ENSAIO DE CORROSÃO EM NÉVOA SALINA
Dois corpos de prova para cada revestimento estudado foram submetidos ao
ensaio de corrosão em névoa salina com duração de 1.000 h, no equipamento
Corrotest, modelo USC-MP-02/2001 de marca Bass de propriedade da empresa Behr
Brasil Ltda. Apresentado na Figura 3.9, seguindo os procedimentos da norma ASTM
B 117. Os parâmetros de ensaio adotados foram:
Ì Solução aquosa 5% em peso de NaCl quimicamente puro, isento de iodo;
Ì Temperatura do saturador de 35 a 45ºC;
Ì Pressão do saturador de 0,7 – 1,7 bar (10 a 25 psi);
Ì Temperatura no interior da câmara de 33 a 36ºC;
Ì Coletado de 1 a 2 mL/h;
Ì pH do coletado de 6,5 a 7,2.
Figura 3.9 - Equipamento para ensaio de corrosão em névoa salina.
66
4. RESULTADOS E DISCUSSÕES
4.1 ANÁLISE QUÍMICA:
A composição química do aço AISI 4340 está de acordo com o especificado pela
norma AMS 6414 para o aço AISI 4340 conforme apresentada na Tabela 4.
Tabela 4. – Composição química do aço AISI 4340.
Elemento %
C
Mn
Cr
Ni
Mo
Si
S
P
Especificado (*)
0,380,43
0,600,80
0,700,90
1,652,00
0,200,30
0,20 –
0,35
0,25
máx.
0,035
máx
Encontrado
0,42
0,63
0,83
1,80
0,22
0,19
0,008
0,016
(*) ref. AMS 6414.
4.2 PROPRIEDADES MECÂNICAS:
As propriedades mecânicas do aço AISI 4340 temperado e revenido para 50
HRc encontram-se na Tabela 5, e estão de acordo com o esperado na norma AMS
6414 para o tratamento térmico de tempera seguida de duplo revenimento a que foram
submetidas as amostras do aço AISI 4340.
Tabela 5. – Propriedades mecânicas do aço AISI 4340
Propriedades mecânicas
AISI 4340
Especificado
Mínimo
AlSI 4340
Encontrado
Dureza [HRc]
50
50 / 52
Limite de resistência à tração
[MPa]
1.793
1.950
Limite de escoamento a 0,2%
[MPa]
1.496
1.515
Alongamento [%]
10
10
67
4.3 ANÁLISE METALOGRÁFICA
Trata-se de martensita revenida conforme comparação com a ASM Handbook
v.7 em conformidade a microestrutura esperada para o tratamento térmico de têmpera
seguida de duplo revenimento, aplicado às amostras do aço AISI 4340. No exame
visual com ampliação de 1.000 vezes, não são encontrados traços de bainita e nem de
austenita retida.
Figura 4.3.1 – Microestrutura do aço AISI 4340 temperado e revenido: Martensita revenida. –
500X. - Ataque Nital 2% (ASM Handbook v. 7).
Figura 4.3.2 – Microestrutura do aço 4340 temperado e revenido: Martensita revenida. –
1.000X. Ataque Nital 2% (ASM Handbook v. 7).
68
4.4 ANÀLISE DO METAL BASE
4.4.1 METAL BASE – Resultados do ensaio de fadiga
Os resultados do teste de fadiga axial para aço AISI 4340, com e sem shot
peening são representados na Tabela 6, onde os resultados experimentais mostram que
a resistência à fadiga axial foi estudada na faixa de tensão de 1.200 MPa e 935 MPa.
Para os corpos de prova com shot peening a resistência à fadiga axial foi obtida em
variação de tensão de 1.415 MPa e 1.100 MPa. N1 representa o valor médio dos
resultados de fadiga axial para aço AISI 4340, N2 representa o valor médio dos
resultados para o aço AISI 4340 +SP, e Nc representa o valor médio dos resultados do
aço AISI 4340 +SP + EHC. Mesmo sabendo que o objetivo deste estudo não era
estabelecer o limite de fadiga, pode-se notar uma tendência de 935 MPa para aço AISI
4340 sem shot peening e 1.100 MPa para o aço AISI 4340 +SP para 106 ciclos. Para
aço AISI 4340, diminuindo a tensão aplicada, pode-se observar um aumento da razão
entre o desvio padrão e a média do número de ciclos até a falha DP/N1, 0,44, 0,47 e
1,09 para 1.125, 1.000 e 950 MPa, respectivamente. Considerando que os valores mais
baixos indicam menor índice de dispersão em dados experimentais, ocorre maior
dispersão dos resultados para tensões mais baixas, ou seja, em alto ciclo. A mesma
tendência é observada para o aço AISI 4340 + SP, onde diminuindo a tensão aplicada,
aumenta-se a taxa DP/N2, 0,18, 0,33 para 1.200 e 1.150 MPa, respectivamente. Podese notar também, que a razão DP/N2 representa valores inferiores a DP/N1, mostrando
que o processo de shot-peening reduz a dispersão natural dos dados em ensaios de
fadiga axial. Conforme indicado na Tabela 6, o processo de shot peening é eficaz para
aumentar o limite de resistência à fadiga do metal base. Se comparado a relação
N2/N1, diminuindo a tensão aplicada, pode-se observar um aumento na proporção,
3,07, 3,25 e 26,6 para 1.200 MPa, 1.150 MPa e 1.125 MPa, respectivamente, o que
significa que o processo de shot peening tem mais influência sobre a fadiga de alto
ciclo. Este aumenta o limite de resistência à fadiga axial de 935 MPa para 1.100 MPa
(17,6%) para 106 ciclos. As tensões residuais compressivas na superfície e no interior
do substrato, tal como apresentado na Figura 4.4.1 para o aço AISI 4340 + SP de -330
MPa na superfície do substrato com o máximo de -630 MPa a 0,10 milímetros de
69
profundidade, desempenha um papel importante para evitar ou retardar a nucleação de
trincas de fadiga e sua propagação.
4.4.2 METAL BASE - Resultado do ensaio de tensões residuais
Na Figura 4.4.1 é apresentado o perfil de tensões residuais na superfície do metal
base, onde se conclui que o processo de produção do material base sem shot peening e
os processos de fabricação aplicados sobre os corpos-de-prova induzem tensões
residuais de tração, na superfície de +100 MPa, atingindo +80 MPa a uma
profundidade de 0,10 mm e tendendo a zero em uma profundidade de 0,20 mm. Com
relação ao material base tratado pelo shot peening, conclui-se que ele não só neutraliza
as tensões residuais trativas induzidas no processo de fabricação como gera tensões
residuais compressivas nas camadas superficiais até uma profundidade de
aproximadamente 0,20 mm. A tensão residual na superfície é de -330 MPa, e sua
maior intensidade medida, -600 MPa, a uma profundidade de 0,10 mm. Mesmo em
profundidades maiores, como a 0,20 mm da superfície, a tensão residual é
compressiva, de -200 MPa. Essas tensões compressivas são as responsáveis pelo
incremento na resistência a fadiga axial de +17,6% com relação ao metal base. Torres
(2002) encontrou tensões residuais de até -900 MPa na superfície ao estudar o aço
AISI 4340 com as mesmas características mecânicas, processado na mesma faixa de
intensidade de shot-peening.
Figura 4.4.1 - Distribuição das tensões em relação à profundidade – MB e SP + MB.
70
4.4.3 METAL BASE: Resultados do ensaio de microindentação
A Figura 4.4.2 apresenta o perfil de microdureza do aço AISI 4340 e evidência
a uniformidade do tratamento térmico, onde não há descarbonetação superficial e
também diferenças nos valores de microdureza, devido a diferentes velocidades de
resfriamento das amostras. A média de todos os valores coletados é de 49,8 HRc.
Figura 4.4.2 – Perfil dos valores de microdureza do metal base. 100g.
4.4.4 METAL BASE - Resultados da análise em microscópio eletrônico de
varredura
As superfícies de fratura do aço AISI 4340 nas condições metal base e metal base
tratado com shot peening podem ser visualizadas nas Figuras 4.4.3 a 4.4.8.
Nas Figuras 4.4.3b e 4.4.4 é possível verificar a nucleação da trinca originada em
inclusão sub-superficial, como pode ser visto pela seta amarela. Observa-se a presença
dos elementos Fe, Cr, O, C na inclusão, elementos químicos normais para esse tipo de
aço baixa liga, conforme análise por EDS apresentada na Figura 4.4.5. A falha de
fadiga ocorre para o aço AISI 4340 sem tratamento superficial prévio de shot peening
com nucleação em inclusão sub-superficial.
Na ausência de inclusão, provavelmente a trinca iniciaria a partir da superfície
do material. Em materiais sem shot peening é natural que a mesma se inicie na
superfície, que é a região de maior tensão devido às características das solicitações
71
axiais do ensaio.
Figura 4.4.3a. Superfície de fratura do corpo de Figura 4.4.3b Superfície de fratura do corpo de
prova submetido à fadiga axial.
prova submetido à fadiga axial.
Metal base sem shot peening
Metal base sem shot peening
Aumento 30x.
Aumento 200x.
Figura 4.4.4 - Apresenta a origem da frente de propagação
de trinca originada em inclusão sub-superficial.
Metal base sem shot peening - Aumento 1.000x.
72
Figura 4.4.5 - Apresenta a análise de EDS na inclusão sub-superficial.
Elementos encontrados: Fe, Cr, O, C.
Metal base sem shot peening - Aumento 1.000x.
73
Na Figura 4.4.6 pode ser observada a presença de dimples, característica de uma
fratura dúctil para um aço de alta resistência mecânica. É importante ressaltar os
dimples (identificados por setas amarelas) e com algumas facetas (identificadas por
setas brancas) presentes no material na região de fratura final.
Figura 4.4.6 - Apresenta a microestrutura na região oposta ao início da
propagação da trinca – Observar dimples e microporos.
Metal base sem shot peening - Aumento 3.500x.
Nas Figuras 4.4.7 e 4.4.8 são apresentadas a superfície de fratura dos corpos de
prova da liga AISI 4340 com tratamento de shot peening. É possível notar uma
inclusão sub-superficial, responsável pelo aparecimento de uma frente de propagação
de trinca.
A falha de fadiga ocorre para o aço AISI 4340 com tratamento superficial
prévio de shot peening com nucleação em inclusão sub-superficial.
74
Figura 4.4.7a. Superfície de fraturado corpo de
Figura 4.4.7b. Apresenta a origem da
prova submetido à fadiga axial.
propagação de trinca originada em inclusão sub-
Metal base com shot peening
Aumento 30x.
superficial. Metal base com shot peening
Aumento 350x.
Figura 4.4.8 - Apresenta a origem da propagação de trinca originada
em inclusão sub-superficial.
Metal base com shot peening - Aumento 1.000x.
75
4.5 RECOBRIMENTO CROMO DURO –
4.5.1 CROMO DURO - Resultado ensaio de fadiga:
A Tabela 6 apresenta os resultados do teste de fadiga axial para aço AISI 4340,
com e sem shot peening, e revestido por Cromo duro.
Tabela 6 –Resultados do ensaio de fadiga axial para o aço AISI 4340 com e sem SP e EHC.
AISI 4340
Shot peened
AISI 4340+
Cromo Duro
Shot peened AISI 4340
Tensão
N
N1
(MPa)
(ciclos)
(ciclos)
1.415
-
1.200
23337
DP
DP/
N1
N
N2
(ciclos)
(ciclos)
-
-
-
22718
23337
-
-
DP
DP/
N2
N2/N1
22718
-
-
-
71747
12925
0,18
3,07
92175
30519
0,33
3,25
812825
-
-
26,60
-
-
-
-
Nc
Nc/N1
(ciclos)
77790
56907
8843
0,38
20959
0,10
80545
127507
1150
44673
11959
28316
23132
0,82
102393
55184
83615
1125
1.100
39939
21175
-
30557
13268
0,44
-
-
-
44698
21083
0,47
206975
226956
1,09
298715
-
-
-
-
812825
106
106
64043
1.000
22226
47826
107243
653456
950
122543
82703
48084
227823
945
935
298715
106
106
850
19018
700
119227
500
263846
450
106
Onde:
N1 é o valor médio dos resultados de fadiga axial para aço AISI 4340;
N2 é o valor médio dos resultados de fadiga axial para o aço AISI 4340 + SP;
NC é o valor médio dos resultados de fadiga axial para o aço AISI 4340 + SP +
Cromo duro;
76
DP é o desvio padrão.
A Tabela 6 mostra que o revestimento de Cromo duro eletrodepositado (EHC)
reduz significativamente a resistência à fadiga do aço AISI 4340. Essa tendência pode
ser observada para todos os níveis de tensão. Comparando-se a relação Nc/N1,
diminuindo a tensão aplicada, pode-se observar uma diminuição na razão, 0,38 e 0,10
para 1.200 e 950 MPa, respectivamente, o que significa maior influência sobre a fadiga
para ciclos mais elevados. Calculando-se a relação Nc/N2 tem-se 0,12, para 1.200
MPa. Isso significa que EHC tem influência negativa sobre a fadiga axial, apesar do
processo de shot peening apresentar tensões residuais compressivas de -300 MPa na
interface revestimento / substrato. Em alto ciclo a redução na resistência à fadiga
causada por revestimento EHC é de 57%, redução de 1.100 a 475 MPa, em
comparação com o metal base BM + SP para 106 ciclos. Há vários fatores que causam
esta diminuição da resistência à fadiga após o Cromo duro eletrodepositado, tais como
microfissuras inerentes à EHC, espessura dos eletrodepósitos, método de deposição e
aderência EHC ao material base. As microtrincas presentes ao longo do revestimento
de Cromo aconteceram devido à alta resistência mecânica e tensões residuais no
revestimento que influenciam o comportamento em fadiga de substrato revestido.
Atribuí-se às microfissuras, o processo de aliviar as altas tensões residuais nos
revestimentos (NOGUEIRA, 2003).
4.5.2 CROMO DURO – Resultados do ensaio de tensão residual
Quanto às tensões residuais, percebe-se que tem o perfil compressivo na
superfície de interface de -300 MPa para a espessura de revestimento de 150 μm,
devido a dois fatores principais: tensões trativas no recobrimento de Cromo, e tensões
residuais induzidas pelo prévio tratamento superficial de shot peening. Voorwald em
2007 encontrou valores de até +1.000 MPa.
Estas tensões residuais de tração na camada de Cromo são explicadas de acordo
com a teoria que atribui principalmente sua origem às inclusões de gases codepositados com o Cromo. A maior densidade de microtrincas implica em maiores
alívios das tensões residuais de tração. No entanto, o revestimento com Cromo duro
possui tensões residuais muito altas mesmo após o processo de alívio por ocorrência
77
de microtrincas quando a resistência mecânica da camada é excedida, durante o
processo de eletrodeposição.
Tensão residual,
400
300
200
100
0
0,00
-100
-200
0,05
0,10
0,15
0,20
0,25
Profundidade, mm
Cr com shot
-
Interface
Figura 4.5.1 – Perfil de tensões residuais na superfície do metal base
4.5.3 CROMO DURO – Resultados dos ensaios de microindentação
A Figura 4.5.2 apresenta o perfil de microdureza do aço AISI 4340 revestido
pelo Cromo duro, onde pode-se observar uma boa regularidade nas medidas de
microdureza na camada de Cromo duro e ao penetrar o aço em direção ao seu interior.
O levantamento da microdureza com 100 g de carga indica valores para revestimentos
com Cromo duro de 950 HV, espessura de 150 μm, e conforme esperado não há
influência do recobrimento e do processo de eletrodeposição na microdureza do
substrato, pois não há variação a partir da superfície do metal base.
Sabe-se, por estudos anteriores que existe uma correlação entre a densidade de
microtrincas e a microdureza (NASCIMENTO, 2001). Souza (2002) encontrou valores
78
de microdureza no Cromo duro na ordem de 870 HV com 300 g de carga
Figura 4.5.2 – Perfil de microdureza do Cromo duro sobre o metal base. 100g
4.5.4 CROMO DURO - Resultado da análise em microscópio eletrônico de
varredura
Nas Figuras 4.5.3 a 4.5.6 são apresentadas as superfícies de fratura dos corpos
de prova da liga AISI 4340 com tratamento de shot peening e recobrimento de Cromo
duro. Nas Figuras 4.5.3b e 4.5.4 podem ser observados o início da frente de
propagação da trinca originada na camada de Cromo e sua migração à interface metal
base / Cromo. Este fenômeno pode ser atribuído à alta tensão residual interna,
densidade de microtrincas e forte adesão na interface substrato / recobrimento
(SOUZA, 2005). Não ocorreu o descolamento da camada de Cromo na interface
substrato / recobrimento mostrando que há uma boa preparação da superfície antes do
recobrimento.
Nas Figuras 4.5.4 e 4.5.5 podem ser observadas que o início da frente de
propagação da trinca ocorre na camada de Cromo, migra para a interface recobrimento
/ substrato, e propaga-se ao longo do substrato da superfície para o interior. Este
mecanismo apresenta tendência compatível e esperada para este tipo de recobrimento.
79
Na Figura 4.5.6, com aumento de 500x, percebe-se as microtrincas na camada de
Cromo, o início da frente de propagação, seu deslocamento em direção à interface e a
migração para o interior do substrato.
Figura 4.5.3a. Superfície de fratura do corpo
de prova submetido à fadiga axial.
Tensão de 950 MPa – falha com 20.959 ciclos.
Metal base com shot peening + Cromo duro
- Aumento 15x.
Figura 4.5.3b. Apresenta o início da
frente de propagação de trinca.
Tensão de 950 MPa – 20.959 ciclos.
Metal base com shot peening + Cromo
duro - Aumento 100x.
Figura 4.5.4 - Apresenta o início da frente de propagação de trinca com maior aumento.
Observar que não há descolamento na interface recobrimento / substrato.
Metal base com shot peening + Cromo duro - Aumento 200x.
80
Figura 4.5 5 - Apresenta o início da frente de propagação de trinca.
Observar que não há descolamento na interface recobrimento / substrato.
Espessura da camada = 150 μm
Metal base com shot peening + Cromo duro - Aumento 100x.
Figura 4.5 6 - Apresenta as microtrincas na camada de cromo.
Observar que não há descolamento na interface recobrimento / substrato.
Metal base com shot peening + Cromo duro - Aumento 500x.
81
4.6 RECOBRIMENTO WC-CRC-Ni
4.6.1 WC-CrC-Ni - Resultados do ensaio de fadiga
Os resultados de fadiga axial do aço AISI 4340 com recobrimento WC-CrC-Ni
utilizados nesse projeto estão apresentados na Tabela 7 e Figura 4.6.1.
Tabela 7 – Resultados do ensaio de fadiga axial para o recobrimento WC-CrC- Ni.
AISI 4340 + WC-CrC-Ni
Shot peened AISI 4340 + WC-CrC-Ni
Tensã
o(MPa)
N
(ciclos)
N3
(ciclos)
DP
DP/N3
N (ciclos)
N4 (ciclos)
DP
DP/N4
N4/N3
1.200
6732
7646
-
-
8450
8450
-
-
1,10
44144
21915
0,50
56049
18724
0,33
1,27
103510
39592
0,38
1,22
693276
531261
0,77
4,48
-
-
-
-
-
-
-
-
-
-
-
-
-
-
8559
1.000
28648
59640
50207
950
95008
157427
69 289
42809
60853
84836
54434
0,64
110599
139079
36700
79829
900
154873
106
154873
10
6
409278
850
148117
290376
220318
164041
0,74
106
106
33500
800
106
750
106
-
-
-
Onde:
N3 é o valor médio dos resultados de fadiga axial para aço AISI 4340 revestido com WCCrC-Ni;
N4 é o valor médio dos resultados de fadiga axial para aço para o aço AISI 4340 + SP e
revestido com WC-CrC-Ni;
DP é o desvio padrão.
82
Ͳϰй
Ͳϭϱй
Ͳ ϱϳ й
Ͳϯй
Ͳϱй
Ͳ ϰϬ й
Ͳϯй
Ͳϰй
нϭϴй
нϭϴй
нϭϴй
Ͳ ϮϮй
Figura 4.6.1A – Curvas SxN para o aço AISI 4340 revestido com WC-CrC-Ni.
2
Figura 4.6.1B – Análise da perda em fadiga por número de ciclos.
.
83
A Tabela 7 mostra os dados experimentais de WC-CrC-Ni aplicado pelo
processo HVOF. Observa-se também que com a diminuição da tensão aplicada, a
razão DP/N3 aumenta de 0,50, 0,64 e 0,74 para 1.000, 950 e 850 MPa
respectivamente, o que significa maior influência sobre à fadiga para ciclos mais
elevados. Considerando que os valores mais baixos indicam menor índice de dispersão
em dados experimentais, ocorre maior dispersão dos resultados para tensões mais
baixas, ou seja, em alto ciclo. A mesma tendência é observada para o aço AISI 4340 +
SP + WC-CrC-Ni, diminuindo a tensão aplicada, aumenta-se a taxa DP/N4, 0,33, 0,38
e 0,77 para 1.000, 950 e 900 MPa, respectivamente. Pode-se notar também, que a
razão DP/N4 representa valores inferiores a DP/N3, mostrando que o processo de shotpeening reduz a dispersão natural dos dados em ensaios de fadiga axial. Para a fadiga
de alto ciclo, observa-se uma tendência a 800 MPa para aço AISI 4340 sem shot
peening e 850 MPa para o aço AISI 4340 +SP ambos com WC-CrC-Ni.
Na figura 4.6.1B observa-se que há um ganho de 18% no nível de tensão para o
metal base com SP (setas laranja); perdas de -57% para 106, -40% para 105, e -22%
para 104 ciclos, para o metal base + SP + Cromo duro (setas verdes); perda de -15%
para 106, -5,0% para 105, e -3,8% para 104 ciclos, para o metal base + WC-CrC-Ni
(setas azuis); e perda de -4,0% para 106, -3,0% para 105, e -3,0% para 104 ciclos, para o
metal base + SP + WC-CrC-Ni (setas vermelhas).
A Tabela 7A mostra diversas comparações para entender melhor o efeito de WCCrC-Ni aplicado pelo processo de revestimento HVOF. Pode-se observar a redução na
resistência à fadiga axial para todos os níveis de tensão quando se compara N3 / N1,
com resultados negativos: -67,2% para 1.200 MPa, -1,9% para 1.000 MPa e -60,0%
para 950 MPa. Para as amostras com shot peening aconteceu também a redução de
resistência à fadiga axial, N4/N1 com redução de -53,8% para 1.200 MPa, -50% para
950 MPa, e -30,7% para 900 MPa, o que significa que há influência negativa em
fadiga axial devido ao revestimento de WC-CrC-Ni, e que há maior influência em
corpos de prova sem shot peening. Tensões residuais de -60 MPa na interface
revestimento / substrato devido ao processo de shot peening não são eficazes para
restaurar a resistência à fadiga ao nível do metal base.
84
Tabela 7A - – Resultados e razão média do número de ciclos para a falha do aço AISI 4340
com e sem SP revestido com WC-CrC-Ni.
N1
N2
N3
N4
4340
4340+ shot
peening
4340+WCCrC-Ni
4340+shot peening
+ WC-CrC-Ni
Ciclos
Tensãos
(MPa)
(%)
(%)
(%)
(%)
(%)
N2
N4
N3
N4
N4
N1
N3
N1
N2
N1
1.200
23337
71747
7646
8450
+207
+10,5
-67,2
-88,2
-53,8
1150
28316
92175
-
-
+225
-
-
-
-
1125
30557
812825
-
-
+2560
-
-
-
-
1.100
-
106
-
-
-
-
-
-
-
1.000
44698
-
44144
56049
-
+26,7
-01,9
-94,4
+25,0
950
206975
-
84836
103510
-
+22,1
-60,0
-90,0
-50,0
945
298715
-
-
-
-
-
-
-
-
935
106
-
-
-
-
-
-
-
-
900
-
-
154873
693276
-
+347
-
-
-30,7
850
-
-
220318
106
-
+353
-
-
-
800
-
-
106
-
-
-
-
-
-
Na Tabela 7B, para fadiga de alto ciclo, há redução de -14,4% da resistência à
fadiga axial (de 935 MPa a 800 MPa) em relação ao metal base sem shot peening. Há
também uma redução de -18,2% na resistência à fadiga (de 1.100 MPa a 900 MPa)
nesse processo HVOF aplicado no metal base com shot peening. Considerando-se o
processo de shot peening antes do revestimento WC-CrC-Ni, há um aumento no limite
de resistência à fadiga em 12,5%, mas mesmo assim, há redução de -3,8% na
resistência à fadiga em comparação com o nível de metal base (de 935 a 900 MPa).
Tabela 7B – Comparação da resistência a fadiga para alto ciclo (106 ciclos).
Para
4340
(935MPa)
4340 (935 MPa)
De
ļ
4340 +shot
peening
(1.100 MPa)
4340+ WC-CrCNi (800 MPa)
4340+ shot peening+
WC-CrC-Ni (900
MPa)
+17,6%
-14,4%
-3,8%
4340 +shot peening
(1.100 MPa)
ļ
-27,3%
-18,2%
4340+ WC-CrC-Ni
(800 MPa)
-
ļ
+12,5%
4340+ shot
peening+ WC-CrC- Ni (900 MPa)
-
-
ļ
85
4.6.2 WC-CrC-Ni - Resultado ensaio de tensões residuais
De acordo com a Figura 4.6.2, o perfil das tensões residuais no substrato varia
de +100 MPa na superfície de interface recobrimento/substrato para compressão a uma
profundidade de 0,12 mm. O recobrimento não foi suficiente para gerar tensões
compressivas na superfície do substrato. Souza (2002) encontrou que as tensões
residuais através da espessura iniciam-se trativas próximo à superfície do
revestimento, mudando para compressivas ainda no interior dos mesmos, chegando a
uma tensão máxima compressiva próxima à interface do revestimento com o substrato,
mas ainda dentro da camada dos revestimentos. Entrando no material base, as tensões
tomadas próximas à interface eram compressivas, mudando para trativas no interior do
mesmo numa distância aproximadamente igual à distância em que as tensões trativas
da superfície do revestimento mudam para compressivas no revestimento.
Figura 4.6.2 - Distribuição das tensões em relação à profundidade – WC-CrC-Ni e SP + WC-CrC-Ni.
No substrato tratado previamente com shot peening, as tensões residuais
atingem -60 MPa. Neste caso, o recobrimento WC-CrC-Ni pelo processo HVOF,
precedido do pré-tratamento de shot peening, mantém as tensões internas
compressivas dentro do substrato, influenciando positivamente na resistência a fadiga
86
que passa de 800 a 900 MPa a 106 ciclos (+12,5%). Este fato foi completamente
alinhado com o esperado onde as máximas tensões residuais compressivas ocorreram
próximas à interface revestimento/substrato.
4.6.3 WC-CrC-Ni – Resultados do ensaio de microindentação
Figura 4.6.3 – Perfil dos valores de microdureza do aço AISI 4340 revestido com WCCrC-Ni. 100g.
Pela Figura 4.6.3, nota-se que a espessura do revestimento é de
aproximadamente 0,15 mm (150 μm), sendo que a dureza média encontrada no
revestimento é de 1.250 HV. Percorrendo uma profundidade maior que 0,15 mm,
observa-se que a dureza do metal base, conforme esperado, não é alterada pelo
processo de deposição do revestimento (HVOF), permanecendo em torno de 600 HV.
A elevada dureza no recobrimento está associada à presença do WC, que apresenta
elevada dureza superficial.
Percebe-se que não há influência do recobrimento no perfil de microdureza no
substrato, pois não ocorre variação na microestrutura nesta região.
87
No parágrafo 4.13, ao final deste trabalho, apresenta-se uma comparação entre
todos os resultados do ensaio de microindentação, sempre observando e utilizando
como referência o resultado do Cromo duro que é de 950 HV.
4.6.4 WC-CrC-Ni - Resultado da análise em microscópio eletrônico de varredura
Nas Figuras 4.6.4 a 4.6.9, apresentam-se a micrografia da superfície de fratura
dos corpos de prova de aço AISI 4340, com e sem tratamento prévio de shot peening e
recobrimento de WC-CrC-Ni fraturados em fadiga axial. Na Figura 4.6.5 na linha da
interface deste revestimento com o material base, observa-se certa irregularidade
devido ao processo de jateamento com alumina. Esse processo retém pequenas
inclusões de alumina que podem ser vistas na micrografia. Essas inclusões podem
também ser óxidos impregnados pelo próprio processo que é conduzido em ar. A
literatura apresenta relatos referentes à redução da resistência à fadiga de amostras
com jateamento abrasivo, considerando a alumina retida na interface do revestimento
com o substrato, que se tornam concentradores de tensão e induzem a nucleação de
trincas por fadiga. Esse efeito claramente neutraliza as tensões residuais compressivas
produzidas pelo processo de jateamento abrasivo e pelo processo HVOF de deposição
na superfície do material.
Na Figura 4.6.6 percebe-se que a nucleação e o início da frente de propagação da
trinca ocorrem no recobrimento, propaga-se em direção à interface recobrimento /
substrato, em seguida há a penetração na superfície do substrato.
A nucleação e propagação das trincas nesse recobrimento ocorrem de acordo
com o comportamento esperado para o processo HVOF.
88
Figura 4.6.4 - Apresenta o início da frente de propagação da trinca.
Tensão de 950 MPa.
Metal base sem shot peening + WC CrC Ni - Aumento 200x.
Figura 4.6.5 - Apresenta o início da frente de propagação da trinca ocorrida
em inclusão de Al2O3.
Tensão de 950 MPa.
Metal base sem shot peening + WC CrC Ni - Aumento 750x.
89
Nas Figuras 4.6.7, 4.6.8 e 4.6.9, percebe-se que a nucleação e início da frente de
propagação da trinca ocorrem no recobrimento, propaga em direção a interface
recobrimento / substrato, percorre a interface substrato e recobrimento, em seguida há
a penetração na superfície do substrato. O pré-tratamento de shot peening funciona
como uma barreira durante a propagação da trinca, pois retarda a sua penetração no
substrato, como pode ser verificado nos resultados do ensaio de fadiga onde a
resistência à fadiga passa de 800 para 900 MPa (+12,5%) a 106 ciclos.
Figura 4.6.6 - Apresenta o início da frente de propagação da trinca.
Observar que as microtrincas correm lateralmente - Tensão de 950 MPa.
Metal base sem shot peening + WC CrC Ni - Aumento 2.000x.
90
A nucleação e propagação das trincas neste recobrimento, o retardo na
propagação na interface devido ao shot peening (aumento na resistência a fadiga de
+12,5% a 106 ciclos), ocorrem de acordo com o comportamento esperado para o
processo HVOF com tratamento prévio de shot peening.
Figura 4.6.7 - Apresenta o início da frente de propagação da trinca.
Tensão de 950 MPa – falha com 60.853 ciclos.
Metal base com shot peening + WC CrC Ni - Aumento 200x.
91
Figura 4.6.8 - Apresenta o início da frente de propagação da trinca.
Tensão de 950 MPa – falha com 60.853 ciclos.
Metal base com shot-peening + WC CrC Ni - Aumento 750x.
Figura 4.6.9 - Apresenta o início da segunda frente de propagação da trinca.
Tensão de 950 MPa – falha com 60.853 ciclos.
Metal base com shot peening + WC CrC Ni - Aumento 2.000x.
92
4.7 RECOBRIMENTO WC-10Ni
4.7.1 - WC-10Ni – Resultados do ensaio de fadiga
Os resultados de fadiga axial do aço AISI4340 com recobrimento de WC-10Ni
utilizados nesse projeto estão apresentados na Tabela 8 e Figura 4.7.1.
Tabela 8- – Resultados do ensaio de fadiga axial para o recobrimento WC-10Ni
AISI 4340 + WC-10Ni
Shot peened AISI 4340 + WC-10Ni
Tensão
(MPa)
N
(ciclos)
N5
(ciclos)
DP
DP/
N5
N (ciclos)
N6
(ciclos)
DP
DP/N6
N6/N
5
1.200
2394
17467
36740
2394
-
-
10601
-
-
4,43
27103
13628
0,50
10601
28229
46797
42955
53436
86528
36603
45876
46870
78325
47062
61368
247336
91894
106142
63665
37513
13129
0,35
1,38
60973
22743
0,37
3,12
51918
18201
0,35
1,43
54215
10115
0,19
-
127259
81974
0,65
-
1.000
950
18346
20780
19563
1721
0,09
900
19780
43011
45817
36202
14291
0,40
875
-
-
-
-
865
-
-
-
-
67169
26402
0,40
106
106
-
-
-
-
709721
238606
0,34
-
-
-
-
-
-
-
-
-
-
-
-
-
97625
50746
53137
541001
878441
106
106
850
800
750
Onde:
N5 é o valor médio dos resultados de fadiga axial para o aço AISI 4340 revestido com WC10Ni;
N6 é o valor médio dos resultados de fadiga axial para o aço AISI 4340 +SP e revestido com
WC-10Ni;
DP é o desvio padrão.
Na Tabela 8 observa-se uma tendência para a resistência à fadiga de 750 MPa
para aço AISI 4340 sem shot peening, e 850 MPa para o aço AISI 4340 + SP revestido
com WC-10Ni. Comparando-se as Tabelas 6 e 8, pode-se ver que o desvio padrão DP
é inferior na Tabela 8, o que significa que, para o AISI 4340 revestido com WC-10Ni,
93
ocorre menor dispersão nos dados experimentais, em comparação ao aço AISI4340. A
mesma tendência é observada para o aço AISI 4340 +SP revestido com WC-10Ni.
Pode-se verificar também que, com a diminuição da tensão aplicada, a razão DP/N5 é
aproximadamente estável em torno de 0,40, e DP/N6 em torno de 0,35, sendo que a
razão média DP/N6 apresenta valores inferiores a DP/N5, mostrando que o processo
de shot-peening reduz a dispersão natural dos dados do ensaio de fadiga axial. Para a
fadiga de alto ciclo, observa-se uma tendência a 750 MPa para aço AISI 4340 sem shot
peening e 850 MPa para o aço AISI 4340 +SP ambos com WC-10Ni.
ͲϮϬй
ͲϭϬй
Ͳ ϱϳ й
Ͳϳй
Ͳϯй
Ͳ ϰϬ й
Ͳϯй
Ͳϴй
нϭϴй
нϭϴй
нϭϴй
Ͳ ϮϮй
Figura 4.7.1A – Curvas SxN para o aço AISI 4340 revestido com WC-10Ni.
3
Figura 4.7.1B – Análise da perda em fadiga por número de ciclos..
94
Na figura 4.7.1B observa-se que há um ganho de 18% no nível de tensão para o
metal base com SP (setas laranja); perdas de -57% para 106, -40% para 105, e -22%
para 104 ciclos, para o metal base + SP + Cromo duro (setas verdes); perda de -20%
para 106, -7,0% para 105, e -8,0% para 104 ciclos, para o metal base + WC-10Ni (setas
azuis); e perda de -9,1% para 106, -3,0% para 105, e -3,0% para 104 ciclos, para o metal
base + SP + WC-10Ni (setas vermelhas).
A Tabela 8A mostra diversas comparações para entender melhor o efeito de WC10Ni aplicado pelo processo de revestimento HVOF. Pode-se observar a redução na
resistência à fadiga axial para todos os níveis de tensão quando se compara N5 / N1,
com resultados negativos: -89,7% para 1.200 MPa, -39,3% para 1.000 MPa e -90,6%
para 950 MPa. Para as amostras com shot peening acontece também a redução de
resistência à fadiga axial, N6/N1 com redução de -54,5% para 1.200 MPa, -16% para
1.000 MPa, e -69,5% para 950 MPa, o que significa que há influência negativa em
fadiga axial devido ao revestimento de WC-10Ni, e que há maior influência em corpos
de prova sem shot peening. Tensões residuais de -350 MPa na interface revestimento /
substrato devido ao processo de shot peening não são eficazes para restaurar a
resistência à fadiga ao nível do metal base.
Na Tabela 8B, para fadiga de alto ciclo, há redução de -19,8% da resistência à
fadiga axial (de 935 MPa a 750 MPa) em relação ao metal base sem shot peening.
Comparando-se o processo HVOF no metal base com shot peening, há também uma
redução de -22,7% na resistência à fadiga (de 1.100 MPa a 850 MPa). Considerandose o processo de shot peening antes do revestimento WC-10Ni, esse aumenta o limite
de resistência à fadiga em 13,3%, mas mesmo assim, há redução de -9,1% na
resistência à fadiga em comparação com o nível de metal base. Um papel importante é
desempenhado pela superposição das tensões residuais de compressão causada pelo
processo de usinagem, revestimento HVOF e processo de shot peening. Tensões
residuais de -350 MPa na interface revestimento / substrato são encontradas nas
amostras com SP. Deve ser considerado também o valor elevado de dureza do
revestimento que é de 1.450 HV.
95
Tabela 8A - Resultados e razão média do número de ciclos para a falha do aço
AISI4340 com e sem SP revestido com WC-10Ni.
N1
N2
N5
N6
(%)
(%)
(%)
(%)
(%)
4340
4340+ shot
peening
4340+WC10Ni
4340+shot
peening WC10Ni
N2
N6
N5
N6
N6
N1
N5
N1
N2
N1
1.200
1150
23337
28316
71747
92175
2394
-
10601
-
+342
-
-89,7
-
-85,2
-
-54,5
-
-
-
-
-
37513
+207
+225
+256
0
-
1125
30557
812825
-
-
1.100
1.000
44698
20697
5
29871
5
106
-
106
-
27103
+38,4
-39,3
-
-16,0
-
19563
60973
-
+212
-90,6
-
-69,5
-
-
-
-
-
-
-
-
-
36202
67169
709721
106
51918
54215
127259
106
-
-
+43,4
-
-
-
-
Ciclos
Tensão
(MPa)
950
945
935
900
875
865
850
800
750
Tabela 8B - Comparação da resistência à fadiga para alto ciclo (106 ciclos).
Para
De
4340
(935 MPa)
4340 +shot
peening
(1.100 MPa)
4340+ WC10Ni (750
MPa)
4340+ shot
peening+
WC-10Ni (850
MPa)
4340 (935 MPa)
ļ
+17,6%
-19,8%
-9,1%
4340 +shot peening
(1.100 MPa)
-
ļ
-31,8%
-22,7%
-
-
ļ
+13,3%
-
-
-
ļ
4340+WC-10Ni
(750 MPa)
4340+ shot
peening+WC-10Ni
(850 MPa)
96
4.7.2 - WC-10Ni - Resultado ensaio de Tensões residuais:
De acordo com a Figura 4.7.2, o perfil das tensões residuais no substrato é de
+25
MPa
(metal
base
sem
shot
peening)
na
superfície
de
interface
recobrimento/substrato tendendo a zero a uma profundidade de 0,15 mm. Esse
recobrimento não foi suficiente para gerar tensões compressivas na superfície do
substrato, fato similar ao que ocorre no recobrimento WC-CrC-Ni.
200
Tensão Residual MPa
100
0
0,00
-100
0,05
0,10
0,15
0,20
Profundidade mm
-200
-300
-400
WC-10Ni sem shot peening
WC-10Ni com shot peening
Figura 4.7.2 - Distribuição das tensões em relação à profundidade
WC-10Ni e SP + WC-10Ni.
No substrato tratado previamente com shot peening as tensões residuais atingem
-360 MPa. Nesse caso, o recobrimento WC-10Ni pelo processo HVOF, precedido do
pré-tratamento de shot peening, mantém as tensões internas compressivas dentro do
substrato, influenciando positivamente na resistência a fadiga que passa de 750 a 850
MPa a 106 ciclos (+13,3%). Este fato também foi completamente alinhado com o
esperado, onde as máximas tensões residuais compressivas ocorrem próximas à
interface revestimento/substrato.
97
4.7.3- WC-10Ni – Resultados do ensaio de microindentação
A Figura 4.7.3 mostra o perfil de microdureza do aço AISI 4340 revestido com
WC-10Ni e verifica-se que a espessura do revestimento é de aproximadamente 0,14
mm (140 μm). O valor de microdureza do revestimento é superior ao revestimento de
WC-CrC-Ni, alcançando em torno de 1.450 HV. Também é possível verificar que a
deposição do revestimento não altera a microdureza do material base, sendo uma
característica do processo de deposição via HVOF. A elevada dureza no recobrimento
está associada à presença do WC.
Percebe-se que não ocorre influência do recobrimento no perfil de microdureza
no substrato, pois não ocorre variação na microestrutura nessa região.
Figura 4.7.3 – Perfil dos valores de microdureza do aço AISI 4340 revestido com WC-10Ni.
100g.
98
4.7.4 - WC-10Ni - Resultado da análise em microscópio eletrônico de varredura
Nas Figuras 4.7.4 a 4.7.5 apresentam-se a superfície de fratura dos corpos de
prova da liga AISI 4340 sem tratamento prévio de shot peening e recobrimento de
WC-10Ni. Nas Figuras 4.7.4b e 4.7.5 percebe-se que a nucleação e início da frente de
propagação da trinca ocorrem no recobrimento, propaga-se em direção à interface
recobrimento / substrato, em seguida há a penetração na superfície do substrato
passando através da interface.
O recobrimento WC-10Ni segue a mesma tendência que os demais
recobrimentos. A nucleação da trinca ocorre no recobrimento devido às tensões
trativas, propaga-se no sentido da interface recobrimento / substrato, em seguida,
propaga-se no substrato no sentido da superfície para o interior (Figuras 4.7.4 e 4.7.5).
Figura 4.7.4a. Superfície de fraturado corpo de
prova submetido à fadiga axial.
Figura 4.7.4b. Apresenta o início da
propagação de trinca.
Tensão de 950 MPa – falha com 18.346 ciclos. Tensão de 950 MPa – falha com 18.346 ciclos.
Metal base sem shot peening + WC-10Ni
Aumento 30x.
Metal base sem shot peening + WC-10Ni
Aumento 200x.
99
Nas Figuras 4.7.6 a 4.7.8 são apresentadas as superfícies de fratura dos corpos
de prova da liga AISI 4340 com tratamento prévio de shot peening e recobrimento de
WC-10Ni. Nas Figuras 4.7.6b e 4.7.7 percebe-se que a nucleação e início da frente de
propagação da trinca ocorrem no recobrimento, propaga-se em direção à interface
recobrimento / substrato, percorre a interface substrato e recobrimento, em seguida há
a penetração na superfície do substrato. O pré-tratamento de shot peening retarda a
penetração da trinca no substrato, pois recupera a resistência a fadiga de 750 a 850
MPa a 106 ciclos (+13,3%).
Figura 4.7.5 - Apresenta o início da propagação de trinca.
Tensão de 950 MPa.
Metal base sem shot peening + WC-10Ni- Aumento 1.000x.
O recobrimento WC-10Ni com tratamento prévio de shot peening segue a
mesma tendência que os demais recobrimentos. A nucleação da trinca ocorre no
recobrimento devido às tensões trativas, propaga-se no sentido da interface
recobrimento / substrato, em seguida, propaga-se no substrato no sentido da superfície
para o interior (Figuras 4.7.6b e 4.7.7).
Há um descolamento da camada na região da Figura 4.7.8, provavelmente devido
à fratura catastrófica na região.
100
Figura 4.7.6a. Superfície de fraturado corpo
de prova submetido à fadiga axial. Tensão de 950
MPa – falha com 53.436 ciclos. Metal base com
shot peening + WC-10Ni Aumento 30x.
Figura 4.7.6b. Apresenta o início da propagação
de trinca. Tensão de 950 MPa – falha com 53.436
ciclos Metal base com shot peening + WC-10Ni
- Aumento 200x.
Figura 4.7.7 Apresenta início da propagação
da trinca. . Tensão de 950 MPa . Metal base
com shot peening + WC-10Ni
Aumento 1.000x.
Figura 4.7.8. Apresenta o início da segunda
frente de propagação de trinca. Observar
trinca na interface substrato / revestimento.
Tensão de 950 MPa. Metal base com shot
peening + WC-10Ni - Aumento 100x.
101
4.8 RECOBRIMENTO NI-20CR
4.8.1 - Ni-20Cr – Resultados do ensaio de fadiga axial
Os resultados de fadiga axial do aço AISI 4340 com recobrimento de Ni-20Cr
utilizados nesse projeto estão apresentados na Tabela 9 e Figura 4.8.1.
A Tabela 9 mostra os dados experimentais de Ni-20Cr aplicado pelo processo HVOF.
Observa-se uma tendência para a resistência a fadiga de 800 MPa para aço AISI 4340 sem
shot peening e 850 MPa para o aço AISI 4340 +SP revestido com Ni-20Cr. Comparando-se as
Tabelas 6 e 9, pode-se ver que o desvio padrão DP é inferior na Tabela 9, o que significa que
o aço AISI 4340 revestido com Ni-20Cr apresenta menor dispersão nos dados experimentais
em comparação ao aço AISI 4340. A mesma tendência é observada para o AISI 4340 + SP e
revestido com Ni-20Cr. Nas Tabelas 8 e 9, pode-se ver que o desvio padrão DP é inferior na
Tabela 8 para ambas as condições com e sem shot peening, o que significa, o aço AISI 4340
revestido com Ni-20Cr apresenta maior dispersão nos dados experimentais em comparação ao
revestido com WC-10Ni, provavelmente devido a uma maior influência na resistência a
fadiga axial para o WC-10Ni em comparação ao Ni-20Cr.
Para o aço AISI 4340 +SP e revestido com Ni-20Cr no nível de tensão de 1.000 MPa
não foi considerada a análise do DP (0,89) porque este representa dispersão muito elevada
para este nível de tensão.
Tabela 9 – Resultados do ensaio de fadiga axial para o recobrimento Ni-20Cr.
Tensão
(MPa)
1.200
1.000
950
900
850
800
750
AISI 4340 + Ni-20Cr
N
N7
DP
(ciclos) (ciclos)
11594
63712
82402
52009
24445
35.681
29073
112919
470000
18659
259951
541122
191452
106
DP/
N7
11594
-
-
73057
13215
0,18
37378
13860
0,37
178120
189594 1,06
366287
247254 0,68
106
-
-
-
Shot peened AISI 4340 + Ni-20Cr
N8
DP
N (ciclos)
(ciclos)
5989
68.935
15106
17539
172631
103129
144.536
539411
96443
106
106
106
-
DP/
N8
N8/N
7
5989
-
-
0,52
33860
30400
0,89
0,46
140099
34962
0,25
3,75
545285
451807
0,83
3,06
-
-
-
-
-
-
-
-
102
Onde:
N7 é o valor médio dos resultados de fadiga axial para aço AISI 4340 revestido com Ni-20Cr;
N8 é o valor médio dos resultados de fadiga axial para aço para o aço AISI 4340 + SP e
revestido com Ni-20Cr; DP é o desvio padrão.
4
Figura 4.8.1B – Análise da perda em fadiga por número de ciclos.
ͲϭϬй
Ͳϭϱй
Ͳ ϱϳ й
Ͳϯй
Ͳϯй
Ͳ ϰϬ й
Ͳϯй
Ͳϯй
нϭϴй
нϭϴй
нϭϴй
Ͳ ϮϮй
Figura 4.8.1A – Curva SxN para o aço AISI 4340 revestido com Ni-20Cr.
103
Na figura 4.8.1B observa-se que há um ganho de 18% no nível de tensão para o
metal base com SP (setas laranja); perdas de -57% para 106, -40% para 105, e -22%
para 104 ciclos, para o metal base + SP + Cromo duro (setas verdes); perda de -14,4%
para 106, -3,0% para 105, e -3,0% para 104 ciclos, para o metal base + Ni-20Cr (setas
azuis); e perda de -9,1% para 106, -3,0% para 105, e -3,0% para 104 ciclos, para o metal
base + SP + Ni-20Cr (setas vermelhas).
A Tabela 9A mostra diversas comparações para entender melhor o efeito do Ni20Cr aplicado pelo processo HVOF. Pode-se observar a redução na resistência à
fadiga axial para todos os níveis de tensão quando se compara N7 / N1, com resultados
negativos: -50,3% para 1.200 MPa, 63,4% para 1.000 MPa , e -82,0% para 950 MPa.
Para as amostras com shot peening acontece também a redução de resistência à fadiga
axial, N8/N1 com redução de -74,4% para 1.200 MPa, -25% para 1.000 MPa, e
-32,4% para 950 MPa. Não é considerado o nível de tensão de 1.000 MPa devido a
alta variação nos resultados. Verifica-se que há influência negativa na resistência à
fadiga axial devido ao revestimento Ni-20Cr, sendo a maior influência em amostras
sem shot peening. Tensões residuais de -250 MPa na interface revestimento / substrato
devido ao processo de shot peening não são eficazes para restaurar a resistência à
fadiga ao nível do metal base. Na Tabela 9B, para fadiga de alto ciclo há redução de 14,4% para a resistência à fadiga axial (de 935 MPa a 800 MPa) em relação ao metal
base sem shot peening. No metal base com shot peening, há também uma redução de 22,7% na resistência à fadiga (de 1.100 MPa a 850 MPa). Considerando-se o processo
de shot peening antes do processo HVOF de recobrimento Ni-20Cr, este aumenta em
+6,3% a resistência à fadiga. Entretanto, mesmo assim, há redução de -9,1% na
resistência à fadiga em comparação com o nível de metal base.
104
Tabela 9A - Resultados e razão média do número de ciclos para a falha do aço AISI 4340 com
e sem SP revestido com Ni-20Cr.
N1
N2
N7
N8
4340
4340+ shot
peening
4340+Ni20Cr
4340+shot
peening + Ni20Cr
23337
28316
30557
44698
206975
298715
106
-
71747
92175
812825
106
-
11594
73057
37378
178120
366287
106
5989
33860
140089
545285
106
-
Ciclos
Tensão
(MPa)
1.200
1150
1125
1.100
1.000
950
945
935
900
850
800
(%)
(%)
(%)
(%)
(%)
N2
N8
N7
N8
N8
N1
N7
N1
N2
N1
+207
+225
+2560
-
-49,0
-53,7
+274
+206
+173
-
-50,3
+63,4
-82,0
-
-91,7
-
-74,4
-25,0
-32,4
-
Tabela 9B - Comparação da resistência a fadiga para alto ciclo (106 ciclos).
Para
De
4340
(935 MPa)
4340 +shot
peening
(1.100 MPa)
4340+ Ni-20Cr 4340+ shot peening+
(800 MPa)
Ni-20Cr (850 MPa)
4340 (935 MPa)
ļ
+17,6%
-14,4%
-9,1%
4340 +shot
peening (1.100
MPa)
-
ļ
-27,3%
-22,7%
-
ļ
+6,3%
-
-
ļ
4340+Ni-20Cr
(800 MPa)
4340+ shot
peening+Ni-20Cr (850 MPa)
105
4.8.2 - Ni-20Cr – Resultados do ensaio de Tensões residuais
De acordo com a Figura 4.8.2, o perfil das tensões residuais no substrato varia
de -250 MPa na superfície de interface recobrimento/substrato tendendo a zero a uma
profundidade de 0,15 mm, para o recobrimento de Ni-20Cr com e sem tratamento
prévio de shot peening. Essas tensões são compressivas até a profundidade de
0,15mm. Neste caso, o recobrimento Ni-20Cr pelo processo HVOF produz tensões
internas compressivas dentro do substrato, comportamento esperado e relatado por
Souza (2002), que encontrou as tensões residuais através da espessura trativas próximo
à superfície do revestimento, mudando para compressivas ainda no interior dos
mesmos, chegando a uma tensão máxima compressiva próximo à interface do
revestimento com o substrato, mas ainda dentro da camada dos revestimentos. As
tensões internas compressivas dentro do substrato influenciam positivamente na
resistência à fadiga que passa de 800 a 850 MPa a 106 ciclos (+6,3%).
Figura 4.8.2 - Distribuição das tensões em relação à profundidade – Ni-20Cr e SP+ Ni-20Cr.
106
4.8.3 - Ni-20Cr – Resultados do ensaio de microindentação
A Figura 4.8.3 mostra o perfil dos valores de microdureza do aço AISI 4340
revestido com Ni-20Cr, onde se observa que a espessura do revestimento é de
aproximadamente de 0,15 mm (150 μm), O valor de sua microdureza é inferior quando
comparada aos outros revestimentos, principalmente devido a ausência do carbeto de
tungstênio (WC). A microdureza média desse revestimento é de 900 HV, valor similar
ao recobrimento de Cromo. Também é possível verificar que a deposição do
revestimento não altera a microdureza do material base, sendo uma característica do
processo de deposição via HVOF.
Percebe-se que não ocorre influência do recobrimento no perfil de microdureza
1200
MB + Ni-20Cr
1000
Microdureza (HV)
Microdureza HV
no substrato, pois não ocorre variação na microestrutura nesta região.
800
600
400
200
0
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
Distância (mm)
Figura 4.8.3 – Perfil de microdureza do aço AISI 4340 revestido com Ni-20Cr. 100g.
4.8.4 - Ni-20Cr- Resultado da análise em microscópio eletrônico de varredura
Nas Figuras 4.8.4 e 4.8.5 são apresentadas a superfície de fratura dos corpos de
prova da liga AISI 4340 sem tratamento prévio de shot peening e recobrimento de Ni20Cr. Na Figura 4.8.4b percebe-se que a nucleação e o início da frente de propagação
da trinca ocorrem no recobrimento, propaga-se em direção à interface recobrimento /
107
substrato, em seguida há a penetração na superfície do substrato. A Figura 4.8.5
apresenta a microestrutura na interface substrato e recobrimento onde se percebe que o
recobrimento solta no contorno do substrato, provavelmente devido ás altas tensões na
interface recobrimento / substrato, ocorrendo seu desprendimento durante a fratura
catastrófica na região.
O recobrimento Ni-20Cr sem tratamento prévio de shot peening segue a mesma
tendência que os demais recobrimentos. A nucleação da trinca ocorre no recobrimento
devido às tensões trativas no recobrimento, propaga-se no sentido da interface
recobrimento / substrato, em seguida propaga-se no substrato no sentido da superfície
para o interior.
Figura 4.8.4a. Superfície de fraturado corpo de
Figura 4.8.4b. Apresenta a origem da frente
prova submetido à fadiga axial.
de propagação de trinca.
Tensão: 1.200 MPa – falha com 11.594 ciclos.
Tensão: 1.200 MPa – falha com 11.594 ciclos.
Metal base sem shot peening + Ni-20Cr
Metal base sem shot peening + Ni-20Cr
Aumento: 30x.
Aumento 750x.
108
Nas Figuras 4.8.6 e 4.8.7 são apresentadas as superfícies de fratura dos corpos de
prova da liga AISI 4340 com tratamento prévio de shot peening e recobrimento de Ni20Cr. A Figura 4.8.6b apresenta a nucleação e o início da frente de propagação da
trinca que ocorre no recobrimento, propaga-se em direção à interface recobrimento /
substrato, percorre a interface do recobrimento / substrato apresentando microtrincas.
Em seguida, a frente penetra a superfície do substrato em direção ao seu interior. Na
interface percebe-se que o tratamento de shot peening funciona como uma barreira a
propagação da trinca, pois a trinca caminha pela interface, sendo que este fato pode ser
constatado nos resultados do ensaio de fadiga axial, pois a resistência á fadiga aumenta
de 800 a 850 MPa (+6,3%).
Figura 4.8.5 - Apresenta a microestrutura na interface substrato/recobrimento.
Observar que o recobrimento solta de todo o contorno do substrato.
Espessura do recobrimento: 160 μm - Tensão de 1.200 MPa.
Metal base sem shot peening + Ni-20Cr- Aumento 350x.
109
Figura 4.8.6a. Superfície de fratura do corpo de
Figura 4.8.6b. Superfície de fratura do corpo de prova
prova submetido à fadiga axial.
submetido à fadiga axial.
Tensão de 950 MPa – falha com 144.536 ciclos.
Tensão de 950 MPa – falha com 144.536 ciclos.
Metal base com shot peening + Ni-20Cr-
Metal base com shot peening + Ni-20Cr
Aumento: 30x.
Aumento: 200x.
Figura 4.8.7 - Apresenta o início da frente de propagação da trinca.
Observar a trinca na interface substrato e revestimento.
Tensão de 950 MPa.
Metal base com shot peening + Ni-20Cr - Aumento 750x.
110
4.9 RECOBRIMENTO Ni-Cr-B-Si-Fe
4.9 1 Ni-Cr-B-Si-Fe – Resultados do ensaio de fadiga
Os resultados de fadiga axial do aço AISI 4340 com recobrimento de Ni-Cr-BSi-Fe utilizados nesse projeto estão apresentados na Tabela 10 e Figura 4.9.1. A
Tabela 10 mostra os dados experimentais de Ni-Cr-B-Si-Fe aplicado pelo processo
HVOF. Observa-se uma tendência para a resistência à fadiga de 450 MPa para aço
AISI 4340 sem shot peening e 700 MPa para o aço AISI 4340 +SP revestido com NiCr-B-Si-Fe. Comparando-se as Tabelas 6 e 10, pode-se ver que o desvio padrão DP é
inferior na Tabela 10, o que significa para o AISI 4340 revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe
apresenta menor dispersão nos dados experimentais em comparação ao aço AISI 4340.
Tabela 10 – Resultados do ensaio de fadiga axial para o recobrimento Ni-Cr-B-Si-Fe.
Tensão
(MPa)
1.200
1.000
950
900
850
800
700
500
450
AISI 4340 + Ni-Cr-B-Si-Fe
DP/
N
N9
DP
N9
(ciclos) (ciclos)
3330
10322
8305
20892
26813
29.839
10687
25103
56900
12244
14230
25538
58751
22047
21365
50185
129496
61981
106
3330
-
-
Shot peened AISI 4340 + Ni-Cr-B-Si-Fe
DP/
N10
DP
N (ciclos)
N10
(ciclos)
2486
2486
-
-
N10 /
N9
0,75
9314
1426
0,15
15907
15907
25848
4551
0,18
16552
106
508276
695403
1,37
19,66
26234
21441
0,82
420057
511252
1,22
16,01
19884
7996
0,40
34054
21391
0,63
50185
-
-
95739
47740
0,50
34544
225626
106
271449
106
1,70
271449
-
-
13,65
-
-
-
-
106
-
-
19,92
10,44
106
Onde:
N9 é o valor médio dos resultados de fadiga axial para o aço AISI 4340 revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe;
N10 é o valor médio dos resultados de fadiga axial para o aço AISI 4340 +SP e revestido com Ni-CrB-Si-Fe; DP é o desvio padrão.
111
Nas Tabelas 8 e 10, pode-se ver que o desvio padrão DP é inferior na Tabela 8
para ambas as condições com e sem shot peening, o que significa que o aço AISI 4340
revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe apresenta maior dispersão nos dados experimentais em
comparação ao revestido com WC-10Ni provavelmente devido a uma maior espessura
de camada deste recobrimento, implicando em uma maior influência na resistência à
fadiga axial do recobrimento Ni-Cr-B-Si-Fe em comparação ao WC-10Ni.
Ͳ Ϯϱй
ͲϱϮй
Ͳ ϱϳ й
Ͳϴй
Ͳ ϮϮй
нϭϴй
нϭϴй
Ͳ ϰϬ й
Ͳϭϳй
Ͳϱй
нϭϴй
Ͳ ϮϮй
Figura 4.9.1A– Curvas SxN para o aço AISI 4340 revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe.
5
Figura 4.9.1B – Análise da perda em fadiga por número de ciclos.
112
Na figura 4.9.1B observa-se que há um ganho de 18% no nível de tensão para o
metal base com SP (setas laranja); perdas de -57% para 106, -40% para 105, e -22%
para 104 ciclos, para o metal base + SP + Cromo duro (setas verdes); perda de -52%
para 106, -22,0% para 105, e -17,0% para 104 ciclos, para o metal base + Ni-Cr-B-Si-Fe
(setas azuis); e perda de -25,2% para 106, -8,0% para 105, e -5,0% para 104 ciclos, para
o metal base + SP + Ni-Cr-B-Si-Fe (setas vermelhas).
A Tabela 10A mostra diversas comparações para entender melhor o efeito do
Ni-Cr-B-Si-Fe aplicado pelo processo HVOF. Pode-se observar a redução na
resistência à fadiga axial para todos os níveis de tensão quando se compara N9 / N1,
com resultados negativos: -85,8% para 1.200 MPa, -80,2% para 1.000 MPa , -87,50%
para 950 MPa e -97,4 para 900 MPa. Para as amostras com shot peening acontece
também a redução de resistência à fadiga axial, N10/N1 com redução de -89,4% para
1.200 MPa e -64,5% para 1.000 MPa. Verifica-se que há influência negativa na
resistência à fadiga axial devido ao revestimento Ni-Cr-B-Si-Fe, sendo maior
influência em amostras sem shot peening. Tensões residuais de -400 MPa na interface
revestimento / substrato devido ao processo de shot peening não são eficazes para
restaurar a resistência à fadiga ao nível do metal base. Na Tabela 10B, para fadiga de
alto ciclo há redução de -52% para a resistência à fadiga axial (de 935 MPa a 450
MPa) em relação ao metal base sem shot peening. No metal base com shot peening, há
também uma redução de -36,4% na resistência à fadiga (de 1.100 MPa a 700 MPa). O
pré-tratamento de shot peening influenca de maneira positiva a resistência a fadiga em
todos os níveis de tensão. Ele não é suficiente para recuperar a resistência à fadiga do
metal base original que é de 935 MPa. Há redução da vida em fadiga deste
recobrimento, 700 MPa (-36,4%) e 450 MPa (-52,0%) para 106 ciclos, valor bem
similar a redução que ocorre devido ao recobrimento de Cromo duro, que atingiu a 475
MPa.
Os dados experimentais deste recobrimento indicam que há redução da
resistência à fadiga do aço AISI 4340. É o recobrimento que mais influiu
negativamente na vida em fadiga do aço AISI 4340, provavelmente devido à espessura
da camada do recobrimento acima do valor de 150 μm conforme especificado, fato
113
alinhado com estudo do Bolelli (2009), que avalia a influência da espessura da camada
nas características mecânicas do substrato.
Tabela 10A - Resultados e razão média do número de ciclos para a falha do aço AISI
4340 com e sem SP revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe.
N1
N2
N9
N10
(%)
(%)
(%)
(%)
(%)
4340+ NiCr-B-Si-Fe
4340+shot
peening +
Ni-Cr-B-SiFe
N2
N10
N9
N10
N10
4340
4340+ shot
peening
N1
N9
N1
N2
N1
71747
92175
812825
106
-
3330
9314
25848
26234
19884
34054
50185
95739
106
2486
15907
508276
420057
271449
106
+207
+225
+2560
-
-25,4
+70,7
+1866
+1501
+1265
-
-85,8
-80,2
-87,5
-97,4
-
-96,5
-98,5
-
-89,4
-64,5
+145
-
Ciclos
Tensão
(MPa)
1.200
1150
1125
1.100
1.000
950
945
935
900
850
800
700
500
450
23337
28316
30557
44698
206975
298715
106
-
Tabela 10B - Comparação da resistência a fadiga para alto ciclo (106 ciclos).
Para
De
4340
(935 MPa)
4340 +shot
peening
(1.100 MPa)
4340+ shot
4340+ Ni-Cr-B- peening+
Si-Fe (450
Ni-Cr-B-Si-Fe
MPa)
(700 MPa)
4340 (935 MPa)
ļ
+17,6%
-52,0%
-25,2%
4340 +shot
peening (1.100
MPa)
-
ļ
-59,1%
-36,4%
-
-
ļ
+55,0%
-
-
-
ļ
4340+ Ni-Cr-BSi-Fe(450 MPa)
4340+ shot
peening+ Ni-CrB-Si-Fe (700
MPa)
114
4.9 2 Ni-Cr-B-Si-Fe – Resultados do ensaio de Tensões residuais
De acordo com a Figura 4.9.2 o perfil das tensões residuais no substrato na
superfície de interface recobrimento/substrato varia de +100 MPa na superfície de
interface recobrimento/substrato para próximo de zero a uma profundidade de 0,15
mm. Este recobrimento não foi suficiente para gerar tensões compressivas na
superfície, provavelmente devido a espessura muito grande da camada (300 μm).
Para o substrato tratado previamente com shot peening, o perfil de tensão
residual apresenta uma compressão de – 380 MPa na superfície tendendo a zero a uma
profundidade de 0,10mm. Neste caso o recobrimento Ni-Cr-B-Si-Fe pelo processo
HVOF, precedido do pré-tratamento de shot peening, mantém as tensões internas
compressivas dentro do substrato, influenciando positivamente na resistência à fadiga,
que passa de 450 a 700 MPa a 106 ciclos (+55%). Este fato está completamente
alinhado com o esperado, onde as máximas tensões residuais compressivas ocorrem
próximas à interface revestimento/substrato.
Figura 4.9.2 - Distribuição das tensões em relação à profundidade – Ni-Cr-B-Si-Fe e
SP + Ni-Cr-B-Si-Fe.
115
4.9 3 Ni-Cr-B-Si-Fe – Resultados do ensaio de microindentação
A Figura 4.9.3 mostra o perfil de microdureza do aço AISI 4340 revestido com
Ni-Cr-B-Si-Fe, onde se observa que a espessura do revestimento é de
aproximadamente de 0,30 mm (300 μm), sendo que esse revestimento apresenta a
maior espessura dentre todos os outros. A microdureza média do revestimento é
aproximadamente 950 HV, valor muito próximo ao recobrimento de Cromo. Esse
revestimento também apresenta comportamento similar ao Ni-20Cr, com microdureza
inferior quando comparada aos outros revestimentos, principalmente devido a ausência
do carbeto de tungstênio (WC) de elevada dureza.
Também é possível verificar que a deposição do revestimento não altera a
microdureza do material base, sendo uma característica do processo de deposição via
HVOF.
1200
MB + Ni-Cr-B-Si-Fe
Dureza (HV)
1000
800
600
400
200
0
0
0,2
0,4
0,6
0,8
Distância (mm)
.
Figura 4.9.3 – Perfil de microdureza do aço AISI 4340 revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe. 100g.
116
Percebe-se que não ocorre influência do recobrimento no perfil de microdureza no
substrato, pois não ocorre variação na microestrutura nesta região.
4.9 4 Ni-Cr-B-Si-Fe - Resultado da análise em microscópio eletrônico de
varredura
Nas Figuras 4.9.4 a 4.9.8 são apresentadas a superfície de fratura dos corpos de
prova da liga AISI 4340, com e sem tratamento prévio de shot peening e recobrimento
de Ni-Cr-B-Si-Fe. As Figuras 4.9.4b e 4.9.5 apresentam o início da frente de
propagação da trinca originada no recobrimento. Em seguida, na superfície do corpo
de prova observa-se que as microtrincas correm na direção central e que ocorre
descolamento do recobrimento e substrato.
Nas Figuras de 4.9.5 a 4.9.8 pode-se observar que ocorre o descolamento entre o
recobrimento e o substrato, provavelmente devido à elevada tensão na interface
substrato recobrimento devido à elevada espessura da camada que é de 300 μm.
Nas amostras com tratamento prévio de shot peening ocorre o descolamento do
recobrimento, mantendo a mesma tendência que o recobrimento sem este tratamento
prévio.
O pré-tratamento de shot peening retarda a frente da propagação de trinca, mas
não é suficiente para impedir seu deslocamento em direção ao interior do metal base
(Vide Figuras 4.9.7b e 4.9.8), mas influencia positivamente na resistência à fadiga, que
passa de 450 a 700 MPa a 106 ciclos (+55,0%).
117
Figura 4.9.4a. Superfície de fratura do corpo de
Figura 4.9.4b. Superfície de fratura do corpo de
prova submetido à fadiga axial.
prova submetido à fadiga axial.
Tensão de 700 MPa – falha com 50.185 ciclos.
Tensão de 700 MPa – falha com 50.185 ciclos.
Metal base sem shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe
Metal base sem shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe
Aumento: 200x.
Aumento: 30x.
Figura 4.9.5 - Apresenta o início da frente de propagação da trinca.
Observar trinca na interface substrato e revestimento.
Tensão de 700 MPa.
Metal base sem shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe.
Aumento 750x.
118
Figura 4.9.6 - Apresenta o início da segunda frente de propagação da trinca.
Observar trinca na interface substrato e revestimento.
Tensão de 700 MPa.
Metal base sem shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe - Aumento 100x.
Figura 4.9.7a. Superfície de fratura do corpo de
Figura 4.9.7b. Superfície de fratura do corpo de
prova submetido à fadiga axial.
prova submetido à fadiga axial.
Tensão de 950 MPa – falha com 16.552 ciclos.
Tensão de 950 MPa – falha com 16.552 ciclos.
Metal base com shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe. Metal base com shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe.
Aumento: 30x.
Aumento: 150x.
119
Figura 4.9.8 - . Apresenta o início da frente de propagação da trinca.
Observar que ocorre deslocamento da camada de revestimento.
Espessura da camada: 350 μm - Tensão de 950 MPa.
Metal base com shot peening + Ni-Cr-B-Si-Fe - Aumento 750x.
4.10 RECOBRIMENTO Cr3-C2-NiCr
4.10.1 Cr3-C2-NiCr – Resultados do ensaio de fadiga
Os resultados de fadiga axial do aço AISI 4340 com recobrimento de Cr3-C2NiCr, utilizados nesse projeto, estão apresentados na Tabela 11 e Figura 4.10.1. A
Tabela 11 mostra os dados experimentais de Cr3-C2-NiCr aplicado pelo processo
HVOF. Observa-se uma tendência para a resistência à fadiga de 750 MPa para aço
AISI 4340 sem shot peening e 850 MPa para o aço AISI 4340 +SP revestido com Cr3C2-NiCr. Comparando-se as Tabelas 6 e 11, pode-se observar que o desvio padrão DP
é inferior na Tabela 11, o que significa que para o aço AISI 4340 revestido com Cr3C2-NiCr apresenta menor dispersão nos dados experimentais em comparação ao aço
AISI 4340.
A Tabela 11A mostra diversas comparações para entender melhor o efeito do
Cr3-C2-NiCr aplicado pelo processo HVOF. Pode-se observar a redução na resistência
à fadiga axial para todos os níveis de tensão quando se compara N11/N1, com
resultados negativos: -58,5% para 1.200 MPa, -72,7% para 1.000 MPa , -82,7% para
950 MPa, -84,8 para 900 MPa e -84,5% para 850 MPa. Para as amostras com shot
peening acontece também a redução de resistência à fadiga axial, N12/N1 com
120
redução de -14,1% para 1.200 MPa e +46,6 para 1.000 MPa. Verifica-se que há
influência negativa na resistência à fadiga axial devido ao revestimento Cr3-C2-NiCr,
sendo a maior influência em amostras sem shot peening. Tensões residuais de -100
MPa na interface revestimento / substrato devido ao processo de shot peening não são
eficazes para restaurar a resistência à fadiga ao nível do metal base.
Tabela 11 – Resultados do ensaio de fadiga axial para o recobrimento Cr3-C2-NiCr.
AISI 4340 + Cr3-C2-NiCr
Tensão N
N11
DP
(ciclos)
(MPa)
(ciclos)
1.200
9691
9691
11141
1.000
12240
1554
13338
975
Shot peened AISI 4340 + Cr3-C2-NiCr
DP/
N12
DP / N (ciclos)
DP
N12
(ciclos)
N11
20083
20083
73777
0,13
65569
11609
0,18
57360
55671
216292
102851
81114
0,79
34731
104710
106
420119
504440 1,20
0,03 177756
82601
33373
382395
536342 1,40
0,43 113412
106
N12 /
N11
2,07
5,35
950
34974
36700
35837
1220
900
197807
106321
152064
64690
155770
166286
1,07
106
106-
-
-
6,42
123018
123445
1,00
-
-
-
-
-
106-
-
-
-
-
-
-
-
850
800
750
50540
147279
31879
393281
210307
35729
106
11,72
2,51
Onde:
N11 é o valor médio dos resultados de fadiga axial para o aço AISI 4340 revestido com Cr3C2-NiCr;
N12 é o valor médio dos resultados de fadiga axial para o aço AISI 4340 +SP e revestido com
Cr3-C2-NiCr;
DP é o desvio padrão.
121
Ͳ ϮϬй
Ͳ ϭϬй
Ͳ ϱϳ й
Ͳ ϴй
ͲϮй
нϭϴй
нϭϴй
Ͳ ϰϬ й
Ͳϭϯй
Ͳϭй
нϭϴй
Ͳ ϮϮй
Figura 4.10.1 – Curvas SxN para o aço AISI 4340 revestido com Cr3C2-NiCr..
6
.
Figura 4.10.1B – Análise da perda em fadiga por número de ciclos.
Na figura 4.10.1B observa-se que há um ganho de 18% no nível de tensão para o
metal base com SP (setas laranja); perdas de -57% para 106, -40% para 105, e -22%
para 104 ciclos, para o metal base + SP + Cromo duro (setas verdes); perda de -19,8%
122
para 106, -8,0% para 105, e -13,0% para 104 ciclos, para o metal base + Cr3-C2-NiCr
(setas azuis); e perda de -9,10% para 106, -2,0% para 105, e -1,0% para 104 ciclos, para
o metal base + SP + Cr3-C2-NiCr (setas vermelhas).
Na Tabela 11B, para fadiga de alto ciclo, há redução de -19,8% para a resistência
à fadiga axial (de 935 MPa a 750 MPa) em relação ao metal base sem shot peening.
No metal base com shot peening, há também uma redução de -22,7% na resistência à
fadiga (de 1.100 MPa a 850 MPa). O pré-tratamento de shot peening influencia de
maneira positiva a resistência à fadiga em todos os níveis de tensão. Ele não é
suficiente para recuperar a resistência à fadiga do metal base original, que é de 935
MPa.
Tabela 11A - Resultados e razão média do número de ciclos para a falha do aço AISI
4340 com e sem SP revestido com Cr3-C2-NiCr.
N1
N2
N11
N12
4340
4340+ shot
peening
4340+ Cr3C2-NiCr
4340+shot
peening +
Cr3-C2-NiCr
23337
28316
30557
44698
71747
92175
812825
106
-
9691
12240
206975
298715
106
-
-
35837
152064
155770
123018
106
Ciclos
Tensão
(MPa)
1.200
1150
1125
1.100
1.000
975
950
945
935
900
850
800
750
20083
65569
102851
420119
382395
106
-
(%)
(%)
(%)
(%)
(%)
N2
N12
N11
N12
N12
N1
N11
N1
N2
N1
+207
+225
+2560
-
+107
+435
-58.5
-72,7
-14,1
+46,6
-
+1072
+151
+541
-
-82,7
-84,8
-84,5
-
-72,1
-93,5
-89,8
-
+102
-
Há redução da vida em fadiga deste recobrimento: 850 MPa (-22,7%) e 750
MPa (-19,8%), valor inferior à redução que ocorre devido ao recobrimento de Cromo
duro, que atinge 475 MPa (-57%) para 106 ciclos.
Este recobrimento tem uma influência na resistência à fadiga similar aos demais
recobrimentos, salvo o Ni-Cr-B-Si-Fe que apresenta maior influência.
123
Tabela 11B - Comparação da resistência a fadiga para alto ciclo (106 ciclos).
Para
De
4340
(935 MPa)
4340 +shot
peening
(1.100 MPa)
4340+ Cr3-C2NiCr (750
MPa)
4340+ shot peening+
Cr3-C2-NiCr (850
MPa)
4340 (935 MPa)
ļ
+17.6%
-19,8%
-9,1%
4340 +shot peening
(1.100 MPa)
-
ļ
-31,8%
-22,7%
-
-
ļ
+13,3%
-
-
-
ļ
4340+ Cr3-C2NiCr(750 MPa)
4340+ shot
peening+ Cr3-C2NiCr (850 MPa)
4.10.2 Cr3-C2-NiCr – Resultados do ensaio de tensões residuais
De acordo com a Figura 4.10.2 o perfil das tensões residuais no substrato na
superfície de interface recobrimento/substrato varia de -100 MPa na superfície de
interface recobrimento/substrato para próximo de zero uma profundidade de 0,05 mm.
O processo de recobrimento HVOF de Cr3C2-NiCr é capaz de induzir tensões
compressivas na superfície do metal base.
Tensão residual, MPa
500
400
300
200
100
0
0,00
-100
-200
0,05
0,10
0,15
0,20
0,25
Profundidade, mm
Cr3C2-NiCr sem shot peening
Cr3C2-NiCr com shot peening
Figura 4.10.2 - Distribuição das tensões em relação à profundidade - Cr3C2-NiCr e SP + Cr3C2-NiCr.
124
Devido a problemas durante o ensaio, não se dispõe do perfil de tensões residuais
para o substrato tratado previamente com shot peening. Mas pelos resultados do ensaio
de fadiga, pode-se concluir que este segue a mesma tendência dos outros
recobrimentos, com tensões de compressão na interface recobrimento/substrato
influenciando positivamente no ensaio de fadiga axial, que passa de 750 a 850 MPa a
106 ciclos (+13,3%).
4.10.3 Cr3-C2-NiCr – Resultados do ensaio de microindentação
A Figura 4.10.3 mostra o perfil de microdureza do aço AISI 4340 revestido com
Cr3C2-NiCr, onde é possível identificar que a espessura desse revestimento com
aproximadamente 0,17 mm (170 μm). A microdureza desse revestimento é de
aproximadamente 1.150 HV. Dos revestimentos que não contêm WC em sua
composição, esse revestimento de Cr3C2-NiCr é o que mais se aproxima em valores de
dureza com os revestimentos à base de WC, principalmente devido à presença do
Cr3C2.
1400
MB + Cr3C2-NiCr
1200
Microdureza (HV)
1000
800
600
400
200
0
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
Distância (mm)
Figura 4.10.3 – Perfil de microdureza do aço AISI 4340 revestido com Cr3C2-NiCr. 100g.
125
Também é possível verificar que a deposição do revestimento não altera a
microdureza do material base, sendo uma característica do processo de deposição via
HVOF. Percebe-se que não ocorre influência do recobrimento no perfil de
microdureza no substrato, pois não há variação na microestrutura nesta região.
4.10.4 Cr3-C2-NiCr - Resultados da análise em microscópio eletrônico de
varredura
Nas Figuras 4.10.4 a 4.10.7 são apresentadas as superfícies de fratura dos corpos
de prova da liga AISI 4340 com e sem tratamento prévio de shot peening e
recobrimento de Cr3-C2-Ni-Cr. Nas Figuras 4.10.4 e 4.10.5 percebe-se que a
nucleação e o início da frente de propagação da trinca ocorrem no recobrimento,
propaga-se em direção à interface recobrimento / substrato. Em seguida há a
penetração na superfície do substrato. A Figura 4.10.6 apresenta a microestrutura na
interface substrato e recobrimento onde se percebe que o recobrimento solta no
contorno do substrato nesta região, provavelmente devido às elevadas tensões na
interface substrato/recobrimento e ocorre durante a fratura catastrófica na região.
O recobrimento Cr3-C2-Ni-Cr sem tratamento prévio de shot peening segue a
mesma tendência que os demais recobrimentos, sendo que a nucleação da trinca ocorre
no recobrimento devido às elevadas tensões trativas, propaga-se no sentido da
interface recobrimento / substrato. Em seguida, propaga-se no substrato no sentido da
superfície para o interior.
As Figuras 4 10.4 e 4.10.5 apresentam o início da frente de propagação da trinca
originada na superfície do corpo de prova, onde se pode observar que as microtrincas
correm na direção central do corpo de prova, e que ocorre descolamento do
recobrimento e substrato.
126
Figura 4.10.4. Superfície de fratura do corpo de prova submetido à fadiga axial.
Tensão de 950 MPa – falha com 34.794 ciclos.
Metal base sem shot-peening + Cr3-C2-Ni-Cr - Aumento: 200x.
Figura 4.10.5 - Apresenta o início da frente de propagação da trinca.
Observar que ocorre deslocamento da camada de revestimento.
Espessura da camada: 180 μm.
Tensão de 950 MPa.
Metal base sem shot-peening + Cr3-C2-Ni-Cr
Aumento 750x.
127
Nas Figuras 4.10.6 e 4.10.7 são apresentadas as superfícies de fratura dos corpos
de prova da liga AISI 4340 com tratamento prévio de shot peening e recobrimento de
Cr3-C2-Ni-Cr. Nota-se a nucleação e o início da frente de propagação da trinca que
ocorre no recobrimento, propaga-se em direção à interface recobrimento / substrato,
percorre a interface do recobrimento / substrato apresentando microtrincas. Em
seguida, a frente de propagação penetra a superfície do substrato. Se for comparado
com o ensaio de fadiga, percebe-se que o tratamento de shot peening funciona com
uma barreira à propagação da trinca, pois a resistência à fadiga aumenta de 750 a 850
MPa (+13,3%).
Figura 4.10.6 Superfície de fratura do corpo de prova submetido à fadiga axial.
Tensão de 950 MPa – falha com 216.292 ciclos.
Metal base com shot-peening + Cr3-C2-Ni-Cr Aumento: 200x.
128
Figura 4.10.7 Apresenta o início da frente de propagação da trinca.
Observar que ocorre deslocamento da camada de revestimento.
Espessura da camada: 200 μm
Tensão de 950 MPa.
Metal base com shot-peening + Cr3-C2-Ni-Cr - Aumento 750x.
4.11 ENSAIO DE DESGASTE
4.11.1 Materiais
Bronze-Alumínio 630
A composição química da liga bronze-alumínio 630 é definida pela norma
ASTM B150/150M-03, os valores especificados estão apresentados na Tabela 12.
Tabela 12. - Composição química da liga bronze-alumínio 630.
Elemento
% peso
Especificado
Al
9,011,0
Cu e Ag
Remanescente
Fe
Ni e Co
2,0-
4,0
4,0
5,5
Mg
Si
Sn
Zn
máx
máx
máx
máx
1,5%
0,25%
0,2%
0,3%
129
4.11.2: Aço AISI 4340 x bronze-alumínio 630
A Figura 4.11.1 representa a perda de material durante o ensaio de desgaste,
onde o par pino/disco é uma liga de bronze-alumínio 630 e aço AISI 4340,
respectivamente. Pode-se observar que o pino bronze-alumínio 630 perde uma
quantidade de massa insignificante de aproximadamente 0,34% de sua massa inicial
(minicial = 9,32 g), reduzindo seu volume final após o ensaio em aproximadamente
0,0037 cm3 (Vinicial = 1,0976 cm3). Já para o disco de aço AISI 4340, nota-se que não
há perda de massa (minicial = 203,08 g), pelo contrário, a massa final do disco é
praticamente a mesma do início do ensaio (o disco ganha aproximadamente 0,0007%
de massa). Em volume, representa-se um ganho de aproximadamente 0,0002 cm3 com
relação ao volume inicial (Vinicial =25,8698 cm3).
Essa perda de massa mais evidente no pino de bronze-alumínio 630 com relação
ao disco de aço AISI 4340 se dá pelo fato do material do pino apresentar uma
resistência mecânica bem menor que ao aço AISI 4340. Para efeito de comparação, a
tensão de ruptura da liga bronze-alumínio 630 é de aproximadamente 517 MPa e a
tensão de ruptura do aço AISI 4340, neste caso é de 1.950 MPa.
Figura 4.11.1 - Perda de volume acumulada para a liga bronze-alumínio 630 e o aço AISI 4340.
130
A Figura 4.11.2 representa a morfologia do desgaste na trilha formada pelo pino
de bronze-alumínio 630 no disco de aço AISI 4340.
(a)
(b)
(c)
d)
(e)
(f)
Figura 4.11.2 – Morfologia na trilha do disco de aço AISI 4340 e no pino bronze-alumínio 630
após ensaio de desgaste. (a) Disco: 100x – SE; (b) Disco: 500x – SE;
(c) Disco: 1.000x – SE; (d) Disco: 1.000x – SE; (e) Pino: 500x – SE; (f) Pino: 500x – BSE.
131
A partir das Figuras 4.11.2a e 4.11.2b é possível verificar a trilha provocada
pelo pino após o ensaio de desgaste. As Figuras 4.11.2c e 4.11.2d evidenciam a
transferência de material do pino para o disco. Por meio de análise por EDS
comprova-se que os planos superiores das Figuras 4.11.2c e 4.11.2d (em relevo) no
disco são materiais provenientes do pino bronze-alumínio 630: 81,69% em peso Cu.
Pela análise de EDS do pino bronze-alumínio 630 ensaiado com o disco de aço
AISI 4340, evidencia-se que também há transferência de material do disco para o pino,
0,05%Cr e 3,05%C em peso. Somente pela análise das Figuras 4.11.2f e 4.11.2e não é
possível visualizar essa transferência de material do disco para o pino, mesmo
utilizando imagens de elétrons secundários e retroespalhados.
Os resultados demonstram que o mecanismo de desgaste, para o par - pino de
bronze-alumínio 630 e disco de aço AISI 4340, é o mecanismo de desgaste adesivo.
4.11.3: Aço AISI 4340 revestido com Cromo duro x bronze-alumínio 630
A Figura 4.11.3 representa a perda de material durante o ensaio de desgaste,
onde o par pino/disco é uma liga de bronze-alumínio 630 e aço AISI 4340 revestido
com Cromo duro, respectivamente. Pode-se observar que o pino bronze-alumínio 630
perde uma quantidade de massa de aproximadamente 1,05% de sua massa inicial
(minicial = 9,42 g), reduzindo seu volume final após o ensaio em aproximadamente
0,0117 cm3 (Vinicial = 1,1084 cm3). Já para o disco de aço AISI 4340, revestido com
Cromo duro, nota-se que praticamente não há perda de massa (minicial = 216,43 g),
onde a massa final do disco é praticamente a mesma do início do ensaio (o disco perde
aproximadamente 0,002% de massa). Em volume, isso representa uma perda de
aproximadamente 0,0005 cm3 com relação ao seu volume inicial (Vinicial = 27,5703
cm3).
Essa perda de massa mais evidente no pino de bronze-alumínio 630 com relação
ao disco de aço AISI 4340 revestido com Cromo duro se dá pelo fato do material do
pino apresentar uma resistência mecânica bem menor que o revestimento de Cromo
132
duro. Para efeito de comparação, a microdureza do revestimento de Cromo duro é da
ordem de 950 HV e a microdureza da liga bronze-alumínio 630 é 250 HV.
Figura 4.11.3 - Perda de volume acumulada para a liga bronze-alumínio 630 e o Cromo duro.
133
A Figura 4.11.4 representa a morfologia do desgaste na trilha formada pelo pino
de bronze-alumínio 630 no disco de aço AISI 4340 revestido com Cromo duro.
(b)
(a)
(c)
(e)
(d)
(f)
Figura 4.11.4 – Morfologia na trilha do disco revestido com Cromo duro e no pino bronze-alumínio 630
após ensaio de desgaste. (a) Disco: 100x – SE; (b) Disco: 500x – SE;
(c) Disco: 500x – SE; (d) Disco: 1.000x – SE; (e) Pino: 500x – SE; (f) Pino: 500x – BSE.
134
A Figura 4.11.4a ilustra a trilha do ensaio de desgaste onde é possível visualizar
partículas do revestimento de Cromo duro. Essas partículas são extremamente duras,
pois são partículas 100% de Cromo. Já as Figuras 4.11.4b, 4.11.4c e 4.11.4d destacam
claramente a adesão do material do pino nas partículas de Cromo. Este fato é
comprovado pelas análises por EDS, onde para o disco na trilha de ensaio encontra-se
44,09% de Cu. Fora da trilha não há evidência de Cu.
Diferente do que ocorre com o disco revestido com Cromo duro, o pino bronzealumínio 630 sofre ranhuras provocadas pelo disco revestido com Cromo duro, como
pode ser observado nas Figuras 4.11.4e e 4.11.4f. Por essas imagens não é possível
afirmar uma transferência do material do disco para o pino, porém com a EDS do pino
ensaiado, percebe-se que há transferência de material do disco para o pino.
Os resultados demonstram que o mecanismo de desgaste neste caso é o
mecanismo de desgaste abrasivo/adesivo.
4.11.4: Aço AISI 4340 revestido com WC-CrC-Ni x bronze-alumínio 630
A Figura 4.11.5 representa a perda de material durante o ensaio de desgaste,
onde o par pino/disco é uma liga de bronze-alumínio 630 e aço AISI 4340 revestido
com WC-CrC-Ni, respectivamente. Pode-se observar que o pino bronze-alumínio 630
perde uma quantidade de massa de aproximadamente 1,47% de sua massa inicial
(minicial = 9,47 g), reduzindo seu volume final após o ensaio em aproximadamente
0,0164 cm3 (Vinicial = 1,1146 cm3). Já para o disco de aço AISI 4340 revestido com
WC-CrC-Ni, nota-se uma perda de massa insignificante de aproximadamente 0,004%
de sua massa inicial (minicial = 218,54 g). Em volume, isso representa uma perda de
aproximadamente 0,0010 cm3 com relação ao seu volume inicial (Vinicial = 27,8397
cm3).
Essa perda de massa mais evidente no pino de bronze-alumínio 630 com relação
ao disco de aço AISI 4340 revestido com WC-CrC-Ni se dá pelo fato do material do
pino apresentar uma resistência mecânica bem menor que o revestimento de WC-CrCNi, além de o revestimento apresentar um grau de porosidade elevado devido ao seu
135
processo de deposição. Para efeito de comparação, a microdureza do revestimento de
WC-CrC-Ni é da ordem de 1.250 HV e a microdureza da liga bronze-alumínio 630 é
250 HV.
Figura 4.11.5 - Perda de volume acumulada para a liga bronze-alumínio 630 e o WC-CrC-Ni.
A Figura 4.11.6 representa a morfologia do desgaste na trilha e fora da trilha
formada pelo pino de bronze-alumínio 630 no disco de aço AISI 4340 revestido com
WC-CrC-Ni.
As Figuras 4.11.6a e 4.11.6c ilustram uma parte do disco onde o ensaio de
desgaste não é realizado, ou seja, é a ilustração fora da trilha do ensaio. Já as Figuras
4.11.6b e 4.11.6d ilustram a trilha do ensaio de desgaste. Tanto fora da trilha como na
trilha, não são identificadas deformações plásticas, ranhuras e nem fraturas no
revestimento.
Nas Figuras 4.11.6b e 4.11.6d, existem regiões mais escuras do que a matriz do
revestimento de WC-CrC-Ni, indicando a presença de um material que não é
característico do revestimento. Sendo assim, há transferência de material do pino para
o disco, e isso é comprovado pela análise de EDS, na qual para o disco na trilha de
ensaio é encontrado 86,09% em peso de Cu, e fora da trilha não há evidência de Cu.
Portanto, trata-se de desgaste adesivo.
136
(a)
(b)
(c)
(d)
(e)
(f)
Figura 4.11.6 – Morfologia na trilha e fora da trilha do disco revestido com WC-CrC-Ni e no
pino bronze-alumínio 630 após ensaio de desgaste. (a) Disco: fora da trilha - 100x – SE; (b) Disco: na
trilha - 100x – SE; (c) Disco: fora da trilha - 1.000x – SE; (d) Disco: na trilha - 1.000x – SE;
(e) Pino: 500x – SE; (f) Pino: 500x – BSE.
137
Nas Figuras 4.11.6e e 4.11.6f, ficam evidenciadas ranhuras no pino bronzealumínio 630, pois a presença das partículas duras de WC favorece o mecanismo de
desgaste abrasivo do pino. Também ocorre no pino o mecanismo de desgaste adesivo,
como apresenta a EDS do pino bronze-alumínio 630 ensaiado, com porcentagens de
1,29%C e 0,51%W em peso na sua superfície.
Com relação à característica do desgaste este é o par que apresenta o pior
comportamento, pois é o que tem maior desgaste no pino, principalmente devido a
elevada rugosidade e dureza deste recobrimento.
4.11.5: Aço AISI 4340 revestido com WC-10Ni x bronze-alumínio 630
A Figura 4.11.7 representa a perda de material durante o ensaio de desgaste,
onde o par pino/disco é uma liga de bronze-alumínio 630 e aço AISI 4340 revestido
com WC-10Ni, respectivamente. Pode-se observar que o pino bronze-alumínio 630
perde uma quantidade de massa de aproximadamente 0,84% de sua massa inicial
(minicial = 9,61 g), reduzindo seu volume final após o ensaio em aproximadamente
0,0095 cm3 (Vinicial = 1,1306 cm3). Já para o disco de aço AISI 4340 revestido com
WC-10Ni, nota-se uma perda de massa mais acentuada com relação aos outros discos
revestidos anteriormente onde o disco perde aproximadamente 0,01% de massa (minicial
= 218,08 g). Em volume, isso representa uma perda de aproximadamente 0,0031 cm3
com relação ao seu volume inicial (Vinicial = 27,7809 cm3).
Essa perda de massa mais evidente no pino de bronze-alumínio 630 com relação
ao disco de aço AISI 4340 revestido com WC-10Ni se dá pelo fato do material do pino
apresentar uma resistência mecânica bem menor ao revestimento de WC-10Ni, além
de o revestimento apresentar uma rugosidade elevada devido às porosidades
decorrentes do processo de deposição. Para efeito de comparação, a microdureza do
revestimento de WC-10Ni é da ordem de 1.450 HV e a microdureza da liga bronzealumínio 630 é 250 HV.
138
Figura 4.11.7 - Perda de volume acumulada para a liga Bronze-alumínio 630 e o WC10Ni.
A Figura 4.11.8 representa a morfologia do desgaste na trilha formada pelo pino
de bronze-alumínio 630 no disco de aço AISI 4340 revestido com WC-10Ni.
(a)
(b)
139
(c)
(d)
Figura 4.11.8 – Morfologia na trilha do disco revestido com WC-10Ni e no pino bronzealumínio 630 após ensaio de desgaste: (a) Disco: 100x – SE; (b) Disco: 1.000x – SE;
(c) Pino: 500x – SE; (d) Pino: 500x – BSE.
Na Figura 4.11.8a é possível visualizar um revestimento sem deformações
plásticas, sem ranhuras e sem fraturas. Identifica-se como região mais clara a matriz
(revestimento) e a região mais escura, o material transferido do pino bronze-alumínio
630 para o disco revestido com WC-10Ni. A Figura 4.11.8b mostra mais claramente a
distinção entre matriz e o material do pino. Com análise de EDS é possível identificar
o material do pino 74,49% em peso Cu aderido no revestimento. Com isso, pode-se
afirmar que o mecanismo de desgaste é adesivo.
As Figuras 4.11.8c e 4.11.8d correspondem ao pino bronze-alumínio ensaiado.
Com a análise de EDS do pino bronze-alumínio 630 é possível identificar em sua
superfície 0,42%W e 1,91%C, em peso. Não há evidências de deformações plásticas e
ranhuras no pino. O mecanismo de desgaste do pino também é adesivo.
140
4.11.6: Aço AISI 4340 revestido com Ni-20 Cr x bronze-alumínio 630
A Figura 4.11.9 representa a perda de material durante o ensaio de desgaste.
Pode-se observar que o pino perde uma quantidade de massa de aproximadamente
0,42% de sua massa inicial (minicial = 9,58 g), reduzindo seu volume final após o ensaio
em aproximadamente 0,0047 cm3 (Vinicial = 1,1270 cm3). Já para o disco, nota-se uma
perda de massa insignificante de aproximadamente 0,0009% de sua massa inicial
(minicial = 214,69 g). Em volume, isso representa uma perda de aproximadamente
0,0002 cm3 com relação ao seu volume inicial (Vinicial = 27,3494 cm3).
Essa perda de massa mais evidente no pino com relação ao disco ocorre devido
ao material do pino apresentar uma resistência mecânica bem menor que o
revestimento de Ni-20Cr, além de o revestimento apresentar uma rugosidade elevada
devido ao seu processo de deposição. Para efeito de comparação, a microdureza do
revestimento de Ni-20Cr é da ordem de 900 HV e a microdureza da liga bronzealumínio 630 é 250 HV.
Figura 4.11.9 - Perda de volume acumulada para a liga Bronze-alumínio 630 e o Ni-20Cr.
141
A Figura 4.11.10 representa a morfologia do desgaste na trilha formada pelo
pino de bronze-alumínio 630 no disco de aço AISI 4340 revestido com Ni-20Cr.
(a)
(c)
(e)
(b)
(d)
(f)
Figura 4.11.10 – Morfologia na trilha do disco revestido com Ni-20Cr e no pino bronze-alumínio 630
após ensaio de desgaste: (a) Disco: 100x – SE (escala da imagem igual a 200 ȝm); (b) Disco: 500x –
SE; (c) Disco: 1.000x – SE; (d) Disco: 1.000x – BSE; (e) Pino: 500x – SE; (f) Pino: 500x – BSE.
142
Nas Figuras 4.11.10a, 4.11.10b e 4.11.10c, é possível visualizar duas partes
distintas: uma região mais clara toda rugosa e uma região mais escura lisa. Isso ocorre
porque a rugosidade do disco estava muito elevada para ser realizado o ensaio de
desgaste. Esse disco é lixado e polido com o intuito de diminuir sua rugosidade
superficial; porém, como a deposição via HVOF não é muito homogênea, partículas
do composto Ni-20Cr ficam salientes e são aplainadas.
Os resultados das análises de EDS demonstram um valor de 64,79% em peso
Cu deixado na trilha de ensaio. Na região rugosa, tanto para a trilha de desgaste
quanto fora dela, a análise de EDS revela partículas de Silício e Carbono oriundas do
processo de lixamento.
Ainda nas imagens das Figuras 4.11.10a, 4.11.10b e 4.11.10c, nota-se que o
principal mecanismo de desgaste novamente é adesivo, pois na matriz do revestimento
não há fraturas que evidenciem um mecanismo abrasivo.
As Figuras 4.11.10e e 4.11.10f correspondem ao pino de bronze-alumínio
ensaiado. Com a análise de EDS do pino bronze-alumínio 630 é possível identificar
em sua matriz, pequenos aumentos na porcentagem em peso do Fe, Ni e Cr. Existem
leves ranhuras no pino, mas isso não é suficiente para afirmar que o mecanismo de
desgaste no pino é abrasivo. Como há uma pequena interação do material do disco
com o pino, o mecanismo de desgaste do pino também é adesivo.
Com relação à característica do desgaste, este é o par que apresenta o melhor
comportamento, pois é o de menor desgaste tanto no recobrimento quanto no pino.
4.11.7: Aço AISI 4340 revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe x bronze-alumínio 630
A Figura 4.11.11 representa a perda de material durante o ensaio de desgaste,
onde o par pino/disco é uma liga de bronze-alumínio 630 e aço AISI 4340 revestido
com Ni-Cr-B-Si-Fe, respectivamente. Pode-se observar que o pino bronze-alumínio
630 perde uma quantidade de massa de aproximadamente 0,70% de sua massa inicial
(minicial = 9,48 g), reduzindo seu volume final após o ensaio em aproximadamente
0,0078 cm3 (Vinicial = 1,1148 cm3). Já para o disco de aço AISI 4340 revestido com Ni-
143
Cr-B-Si-Fe, nota-se um ganho de massa insignificante de aproximadamente 0,0004%
de sua massa inicial (minicial = 213,33 g). Em volume, isso representa um ligeiro ganho
de aproximadamente 0,0001 cm3 com relação ao seu volume inicial (Vinicial = 27,1754
cm3).
Essa perda de massa mais acentuada do pino de bronze-alumínio 630 com
relação ao disco de aço AISI 4340 revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe, e ocorre devido ao
material do pino apresentar uma resistência mecânica bem menor que o revestimento
de Ni-Cr-B-Si-Fe, além do revestimento apresentar um grau de rugosidade elevado
devido ao seu processo de deposição. Para efeito de comparação, a microdureza do
revestimento de Ni-Cr-B-Si-Fe é da ordem de 950 HV e a microdureza da liga bronzealumínio 630 é 250 HV.
Figura 4.11.11 - Perda de volume acumulada para a liga bronze-alumínio 630 e o Ni-Cr-B-SiFe.
A Figura 4.11.12 representa a morfologia do desgaste na trilha e fora da trilha
formada pelo pino de bronze-alumínio 630 no disco de aço AISI 4340 revestido com
Ni-Cr-B-Si-Fe.
144
(a)
(b)
(c)
(d)
(e)
Figura 4.11.12 – Morfologia na trilha e fora da trilha do disco revestido com Ni-Cr-B-Si-Fe e no
pino bronze-alumínio 630 após ensaio de desgaste. (a) Disco: na trilha - 100x – SE; (b) Disco:
na trilha – 1.000x – SE; (c) Disco: fora da trilha – 1.000x – SE; (d) Pino: 500x – SE; (e) Pino:
500x–BSE.
145
Nas Figuras 4.11.12a e 4.11.12b, é possível visualizar duas partes distintas: uma
região mais clara toda rugosa e uma região mais escura lisa. A região mais clara
corresponde ao revestimento de Ni-Cr-B-Si-Fe. A região mais escura e de aspecto liso
corresponde à adesão de material proveniente do pino de desgaste. Pode-se afirmar
isso de duas maneiras: comparando as imagens 4.11.12b e 4.11.12c, sendo que a
Figura 4.11.12c corresponde à superfície do revestimento fora da trilha do ensaio de
desgaste e analisando a EDS da trilha de desgaste no disco com 72,86% em peso de
Cu.
Com a análise das imagens, afirma-se que o mecanismo de desgaste para esse
par pino/disco é adesivo.
As Figuras 4.11.12d e 4.11.12f correspondem ao pino de bronze-alumínio 630
ensaiado. Nota-se uma mancha escura no centro dessas imagens, e através da EDS
desse pino, verifica-se que há uma pequena transferência de material do disco para o
pino. Neste caso trata-se de desgaste adesivo.
Na EDS da trilha de ensaio (região clara rugosa) e na EDS fora da trilha de
ensaio verifica-se uma quantidade significativa de silício. Esse silício é oriundo do
processo de lixamento que o disco é submetido, pois o mesmo apresentava um grau de
rugosidade muito elevado para a realização do ensaio de desgaste.
4.11.8: Aço AISI 4340 revestido com Cr3C2-NiCr x bronze-alumínio 630
A Figura 4.11.13 representa a perda de material durante o ensaio de desgaste.
Observa-se que o pino perde uma quantidade de massa de aproximadamente 0,87% de
sua massa inicial (minicial = 9,60 g), reduzindo seu volume final após o ensaio em
aproximadamente 0,0098 cm3 (Vinicial = 1,1289 cm3). Já para o disco, nota-se um ganho
de massa insignificante, de aproximadamente 0,0009% da massa inicial (minicial =
213,02 g). Em volume, isso representa um ligeiro ganho de aproximadamente 0,0002
cm3 com relação ao seu volume inicial (Vinicial = 27,1357 cm3).
Essa perda de massa mais acentuada do pino com relação ao disco ocorre, pois o
material do pino apresenta uma resistência mecânica bem menor que o revestimento de
146
Cr3C2-NiCr, além de o revestimento apresentar um grau de rugosidade elevado devido
ao seu processo de deposição. Para efeito de comparação, a microdureza do
revestimento de Cr3C2-NiCr é da ordem de 1.150 HV e a microdureza da liga bronzealumínio 630 é 250 HV.
Figura 4.11.13 - Perda de volume acumulada para a liga Bronze-alumínio 630 e o Cr3C2-NiCr.
A Figura 4.11.14 representa a morfologia do desgaste na trilha e fora da trilha
formada pelo pino de bronze-alumínio 630 no disco de aço AISI 4340 revestido com
Cr3C2-NiCr.
A partir das Figuras 4.11.14a e 4.11.14b, é possível verificar uma região clara
com aspecto rugoso e alguns pontos escuros de aspectos mais lisos. A região clara
corresponde à matriz do revestimento, com seu aspecto característico devido ao
processo de deposição do HVOF. Já a região escura, mostra claramente a adesão de
um material que não é característico da matriz do revestimento. Esse material é
transferido do pino para o disco no momento do ensaio de desgaste, caracterizando
assim, o mecanismo de desgaste como sendo adesivo. A análise da EDS da trilha de
desgaste, 76,84% em peso Cu, comprova o que mostram as imagens 4.11.14a e
4.11.14b.
147
As Figuras 4.11.14c e 4.11.14d correspondem ao pino de bronze-alumínio 630
ensaiado. Não é possível identificar transferência de material do disco para o pino
apenas com essas imagens, mesmo sendo imagens de elétrons secundários e
retroespalhados. Com a análise da EDS do pino ensaiado, constata-se que o pino
agrega a sua composição padrão, um pequeno aumento nas porcentagens de ferro,
níquel, cromo e carbono. Neste caso trata-se de desgaste adesivo.
(a)
(b)
(c)
(d)
Figura 4.11.14 – Morfologia na trilha do disco revestido com Cr3C2-NiCr e no pino
bronze-alumínio 630 após ensaio de desgaste: (a) Disco: 100x – SE (escala da imagem
igual a 200 ȝm); (b) Disco: 1.000x – SE; (c) Pino: 500x – SE; (d) Pino: 500x – BSE.
A Figura 4.11.16 facilita a visualização e as conclusões quanto ao desgaste, e
percebe-se que o melhor desempenho é do aço AISI 4340 + Ni 20 Cr, pois apresenta o
menor desgaste do pino e do disco.
148
Os revestimentos que apresentam maior desgaste, tanto no disco como no pino,
são os tratamentos à base de WC (vide Figura 4.11.16), devido ao fato do
recobrimento a base de WC apresentar elevada dureza 1.250 a 1.450 HV e rugosidade
superficial ligeiramente maior que os demais recobrimentos, conforme pode ser visto
nas Figuras 4.11.6 e 4.11.8.
4.12 ENSAIO DE CORROSÃO EM NÉVOA SALINA
Os resultados do teste de corrosão, de acordo com a norma ASTM B117 para o
aço AISI 4340 revestido pelo processo HVOF por WC-CrC-Ni, WC-10Ni, Ni-20Cr,
Ni-Cr-B-Si-Fe e Cr3C2-NiCr, encontram-se na Tabela 13.
Os registros fotográficos das inspeções visuais estão apresentadas no anexo 1. O
objetivo á ser alcançado pelos tratamentos superficiais em estudo é o de resistir por mais
de 480 h, pois é o período de tempo que o Cromo duro resiste ao ser submetido ao teste
de salt-spray, sem alteração superficial.
Tabela 13 - Apresenta os resultados da inspeção visual após o respectivo tempo de exposição
na câmara de salt-spray.
Avaliação visual
Tempo de exposição na câmara em horas
Material
Aço 4340
revestido
com
72
120
168
360
480
Metal base
Corrosão
superficial
Corrosão
superficial
Corrosão
superficial
Corrosão
superficial
Cromo duro
Sem alterações
Sem alterações
Sem alterações
Sem alterações
Corrosão
superficial
Leve corrosão
superficial
WC-CrC-Ni
Sem alterações
Sem alterações
Sem alterações
Sem alterações
Sem alterações
WC 10Ni
Sem alterações
Leve corrosão
superficial
Corrosão
superficial
Corrosão
superficial
Corrosão
superficial
Ni-20 Cr
Sem alterações
Sem alterações
Sem alterações
Sem alterações
Sem alterações
Ni-Cr-B-SiFe
Sem alterações
Sem alterações
Leve corrosão
superficial
Corrosão
superficial
Corrosão
superficial
Cr3C2-NiCr
Sem alterações
Sem alterações
Sem alterações
Sem alterações
Sem alterações
149
Pode-se observar no anexo 1 que os tratamentos são efetivos na proteção contra
a corrosão, exceto no caso do WC-10Ni e Ni-Cr-B-Si-Fe. Estes apresentam início de
corrosão superficial após 120 e 168 h respectivamente, de exposição ao teste.
Os tratamentos que contém Cromo e Níquel na composição do recobrimento
são bastante efetivos na proteção contra a corrosão; porém, para os recobrimentos a
base de WC somente a presença do Níquel não é tão eficaz como se pode observar
para o recobrimento WC-10Ni. A presença do Cromo é mandatória para se aumentar a
resistência à corrosão (reportar-se ao resultado do WC-CrC-Ni que resiste a 480 h de
exposição). Quanto ao recobrimento Ni-Cr-B-Si-Fe considera-se a presença do Fe e Si
como os causadores da diminuição da resistência à corrosão.
Os mecanismos de envolvidos durante o processo de corrosão são:
(i)
para o Cromo duro a penetração eletrolítica e ataque a superfície do
substrato, deve-se à presença das trincas na camada de Cromo,
(ii)
para os recobrimentos a base do processo HVOF, os poros e macrodefeitos gerados durante o processo de spray são os responsáveis pelo
ataque ao substrato. (Guilemany, 2006).
4.13 ESCOLHA DO MELHOR RECOBRIMENTO
A seleção do recobrimento que poderá ser utilizado em substituição ao Cromo
duro para aplicações em aço AISI 4340 com 1950 MPa (50 HRc), é discutida em
quatro critérios:
Critério de resistência à fadiga: se considerados como pior desempenho valores
menores que a resistência do Cromo para 106 ciclos (475 MPa), e melhor desempenho
valores maiores, em seqüencia do pior para o melhor tem-se: Ni-Cr-B-Si-Fe (450
MPa), WC-10Ni (850 MPa), Cr3C2-NiCr (850 MPa), Ni-20Cr (850 MPa), WC-CrC-Ni
(900 MPa) para 106 ciclos com tratamento prévio de shot peening. Para o metal base
aço AISI 4340 com 50 HRc, encontra-se neste estudo o limite de resistência à fadiga
axial para R=0,1 de 935 MPa.. Do Metals Handbook tem-se que o limite de resistência
à fadiga deste material é de 125 KSI para R=0,2 e 106 ciclos, equivalente a 862 MPa.
150
Na prática quando não se tem os valores do limite de resistência a fadiga para um
recobrimento, é utilizado para fins de cálculos de solicitações dinâmicas o valor de
33% do valor da tensão de escoamento, sendo neste caso equivalente a 500 MPa.
Figura 4.11.15 – Gráfico de dispersão para comparativo dos resultados do ensaio de fadiga axial.
Ao inserir todos os resultados em um gráfico de dispersão, pode-se observar em
conjunto alguns resultados:
Para o metal base, o processo de shot peening aumenta o limite de resistência à
fadiga em todos os níveis de tensão, principalmente em alto ciclo. Torres estudando
este mesmo material com as mesmas características mecânicas em flexão rotativa
encontrou uma maior influência em médio e alto ciclo.
Todos os recobrimentos interferem de maneira negativa no limite de resistência à
fadiga, principalmente em fadiga de alto ciclo. Este resultado está de acordo com os
resultados encontrados por Nascimento (2001) e Voorwald (2005). O recobrimento de
Ni-Cr-B-Si-Fe apresenta maior influência principalmente devido a espessura da
camada maior que os outros recobrimentos. O decréscimo no limite de resistência à
fadiga devido ao Cromo eletrodepositado é maior que os recobrimentos à base de
HVOF. Este resultado está de acordo com resultados encontrados por Voorwald
(2005).
151
O material base eletrodepositado com Cromo duro apresenta uma redução
significativa na resistência à fadiga axial, associada à densidade de microtrincas, às
altas tensões residuais internas de tração e à forte adesão da interface
revestimento/substrato, que permitem o crescimento da trinca da camada atravessando
a interface em direção ao material base. Souza (2002) ao ensaiar em fadiga axial o aço
AISI 4340 nas mesmas características mecânicas encontra uma queda acentuada na
resistência à fadiga ao comparar o revestimento de Cromo duro eletrodepositado com
o material base.
O efeito na fadiga axial, de todos os revestimentos estudados no aço AISI 4340 com
50 HRC com e sem shot peening é o de reduzir a resistência à fadiga do material base.
Souza ao estudar o efeito na fadiga axial, dos revestimentos de WC-10Co-4Cr no aço
em 50 HRC de diferentes fabricantes, com e sem shot peening, encontrou aplicações
onde considera que não há influência na resistência à fadiga do material base,
enquanto que em outros considera uma influência negativa. Conclui que este
desempenho pode estar relacionado às velocidades das partículas e do gás da máquina
de deposição de HVOF, atingindo as tensões residuais compressivas ideais ou ótimas
para recuperar a diminuição da resistência à fadiga ocasionada pela deposição de uma
camada de revestimento no material base.
Para todos os recobrimentos, o processo de shot peening aumenta ligeiramente o
limite de resistência a fadiga, sendo a maior influência em fadiga de alto ciclo. Este
fato deve-se provavelmente à superposição das tensões residuais compressivas
induzidas pelo shot peening e pelo processo HVOF no aço AISI 4340 com 50 HRc,
recuperando a sua vida em fadiga, mas não suficiente para atingir a resistência a fadiga
axial do metal base. Souza (2002) estudando outros recobrimentos aplicados no aço
AISI 4340 com 50 HRc pelo processo HVOF, não considera uma influência
significativa a aplicação do shot peening na recuperação da resistência à fadiga axial
Ao aplicar-se um intervalo de segurança de 90%, pode-se chegar a mesma conclusão
que Souza, ou seja, não é necessária a aplicação do SP como pré-tratamento a estes
recobrimentos a base HVOF. Mas neste estudo como se trata de aplicação de
recobrimentos em materiais de uso aeronáutico, é recomendável agir do lado da
152
segurança, mesmo com o apelo dos custos, e aplicar o pré-tratamento de shot peening
em todos os recobrimentos HVOF.
Critério Desgaste: se considerados como pior desempenho os valores de
desgaste maiores que o desgaste do Cromo versus bronze (disco com Cromo 0,0005
cm3 versus pino de bronze com 0,0117 cm3 em volume), e melhor desempenho valores
de desgaste menores, em seqüencia do pior para o melhor tem: WC-CrC-Ni (disco
com 0,0010 cm3 versus pino de bronze com 0,0164 cm3 em volume), Cr3C2-NiCr
(disco com 0,0002 cm3 versus pino de bronze com 0,0098 cm3 em volume), WC-10Ni
(disco com 0,0031 cm3 versus pino de bronze com 0,0095 cm3 em volume), Ni-Cr-BSi-Fe (disco com 0,0001 cm3 versus pino de bronze com 0,0078 cm3 em volume), Ni20Cr (disco com 0,0002 cm3 versus pino de bronze com 0,0047 cm3 em volume).
Perda de Volume (cm3) para os seguintes pares tribológicos:
Percurso (m)
Disco
Aço
4340
Pino
Disco Pino Disco Pino
Disco
Pino Disco Pino Disco Pino Disco Pino
Aço
Aço
Aço
Aço
4340
Aço
Aço
4340
4340
4340 +
+
4340 +
4340
Bronze
Bronze
Bronze
Bronze +
Bronze
Bronze +Ni- Bronze
Cromo
WCCr3C2+ NiWCCr-Bduro
CrCNiCr
20Cr
10Ni
Si-Fe
Ni
250
0,0001
0,0005 0,0002 0,0022 ,0004 0,0040 0,0001 0,0012 ,0001 0,0019 ,0015 0,0000 ,0004 0,0015
750
0,0001 0,0012 0,0003 0,0050 0,0008 0,0077 0,0001 0,0040 0,0005 0,004 0,0013 0,0002 0,0001 0,0032
1.250
0,0002 0,0020 0,0004 0,0074 ,0010 0,0108 0,0002 0,0055 ,0033 0,0060 ,0010 0,0016 ,0001 0,0047
1750
0,0002 0,0029 0,0005 0,0098 ,0010 0,0138 0,0002 0,0077 ,0035 0,0079 ,0001 0,0032 ,0003 0,0064
2250
0,0002 0,0037 0,0005 0,0117 0,0010 0,0164 0,0002 0,0098 0,0031 0,0095 0,0002 0,0047 0,0001 0,0078
Figura 4.11.16 – Tabela comparativa do ensaio de desgaste
153
Critério resistência a corrosão: se considerado como pior desempenho se o
recobrimento resistiu menor tempo de exposição ao teste de salt-spray que o Cromo
(480 horas) sem sofrer alterações superficiais, e melhor desempenho o recobrimento
que resistiu maior tempo de exposição ao teste. Em seqüência do pior para o melhor
tem: WC-10Ni (120 horas), Ni-Cr-B-Si-Fe (168 horas), WC-CrC-Ni (480 horas),
Cr3C2-NiCr (900 horas), Ni-20Cr (1.000 horas), (vide Tabela 13).
Critério microdureza: se considerado como pior desempenho valores menores
que a microdureza do Cromo (950 HV), e melhor desempenho valores maiores, em
sequencia do pior para o melhor tem-se: Ni-20Cr (900 HV), Ni-Cr-B-Si-Fe (950 HV),
Cr3C2-NiCr (1.150 HV), WC-CrC-Ni (1.250 HV), WC-10Ni (1.450 HV), (vide Figura
4.11.17).
Resumo de todos os critérios:
Comparando-se os desempenhos dos recobrimentos HVOF sobre o aço AISI
4340, utilizando o Cromo duro como referência, na Figura 4.11.17 foi colocado em
destaque o recobrimento de Cr3C2-NiCr (em azul), e o Ni-20Cr (na cor verde), os quais
superam em todos os critérios a referência, sendo tratamentos alternativos para a
proteção do aço AISI 4340 com 50 HRc.
154
'(6(03(1+2
3,25
0LFURGXUH]D
1L&U
:&1L
1L&U%6L)H
Figura 4.11.17 – Quadro conclusivo.
Cromo duro
1L&U%6L)H
)DGLJD
&U&1L&U
1L&U%6L)H
:&&U&1L
'HVJDVWH
&RUURVmR
0(/+25
&U&1L&U
:&1L
:&&U&1L
:&&U&1L
:&1L
:&1L
1L&U%6L)H
&U&1L&U
&U&1L&U
1L&U
1L&U
:&&U&1L
1L&U
155
5 CONCLUSÕES
Com base nos dados apresentados conclui-se que:
1. Os tratamentos com Cr3C2-NiCr e Ni-20 Cr apresentam desempenho superior
em comparação ao recobrimento de Cromo duro na temperatura ambiente em
todos os aspectos analisados. Portanto, podem ser tratamentos alternativos para
a proteção do aço AISI 4340 com 50 HRc.
2. Os resultados experimentais indicam uma redução significativa da resistência à
fadiga do aço AISI 4340 que recebeu a camada de Cromo duro, em até 57%
para 106 ciclos..
3. Ocorre redução da resistência à fadiga do aço AISI 4340 para todos os
recobrimentos a base do processo HVOF, porém menos significativa que a
influência do Cromo duro. A redução máxima é de 20% em alto ciclo.
4. O pré-tratamento de shot peening no material base revestido por HVOF
recupera parcialmente a resistência em fadiga do aço AISI 4340, em relação à
condição revestida por HVOF sem shot peening, comprovando que a nucleação
e a propagação de trincas por fadiga podem ser retardadas pelo efeito dos
campos residuais compressivos.
5. Todos os revestimentos testados em fadiga axial, com o pré-tratamento de shot
peening, apresentam valores maiores de resistência à fadiga a 106 ciclos em
comparação ao Cromo duro (revestimentos WC-CrC-Ni 900 MPa, Ni-20Cr
850 MPa, Cr3C2-NiCr 850 MPa, WC-10Ni 850 MPa e Ni-Cr-B-Si-Fe 700
MPa).
6. O efeito das tensões residuais compressivas obtidas pelo tratamento de shot
peening e pelo processo HVOF retardam a propagação da trinca abaixo da
interface revestimento/substrato.
7. Os ensaios de desgaste caracterizam um mecanismo predominante de desgaste
adesivo nos discos revestidos por HVOF.
156
8. Os pares tribológicos que apresentam, no teste a seco, menores perdas de
desgaste em comparação ao Cromo duro são o pino de bronze-alumínio 630
com o disco de aço AISI 4340 revestido com Ni-20Cr, Ni-Cr-B-Si-Fe, WC10Ni, Cr3C2-NiCr. Já o par tribológico que apresenta a maior perda de desgaste
em comparação ao Cromo duro é o pino de bronze-alumínio 630 com o disco
de aço AISI 4340 revestido com WC-CrC-Ni.
9. Os ensaios de corrosão mostram que revestimentos com Cromo em sua
composição (Ni-20Cr, Cr3C2-NiCr, WC-CrC-Ni) resistem mais tempo à
exposição em névoa salina.
10. Nenhuma modificação na microestrutura do metal base é observada devido ao
processo de deposição HVOF e também para o revestimento de Cromo duro.
11. O processo de shot-peening e também os recobrimentos a base de HVOF
reduzem a dispersão natural dos dados experimentais dos ensaios de fadiga
axial.
6 - SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
Em face aos resultados obtidos e às conclusões deste trabalho, o autor coloca as
seguintes sugestões para pesquisas futuras:
1. Estudar alternativas de processos de recobrimento, que não seja através de HVOF,
para substituição dos tratamentos eletrolíticos no aço AISI 4340.
2. Concentrar os estudos nos recobrimentos de Cr3C2-NiCr e Ni-20 Cr, e
2.1 Estudar o efeito na vida em fadiga utilizando-se ensaio de flexão rotativa, ou
diferentes razões de efeito de concentração de tensão “R”.
2.2 Estudar a influência da temperatura no comportamento dos recobrimentos;
2.3 Analisar a influência de outros meios ácidos (Ex. HCl) ou meios oxidantes
(ex. HNO3) na resistência a corrosão dos recobrimentos;
2.4 Testar a influência da espessura da camada de recobrimento pelo processo
HVOF no comportamento mecânico do aço AISI 4340;
2.5 Estudar a influência da carga e da velocidade aplicadas, e a presença de
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ANEXO 1:
Fotos retiradas das amostras nos respectivos tempo de
exposição em câmara de salt-spray
Exposição
[Horas]
Metal base
Metal base
+ Cromo
Duro
Metal base
+ WCCrC-Ni
Metal base
+ WC 10Ni
Metal base
+ Ni-20 Cr
Metal base
+ Ni-Cr-BSi-Fe
Metal base
+ Cr3C2NiCr
120
168
360
480
1000