Todos os corpos de prova de fadiga de baixo ciclo selecionados para análise fractográfica foram submetidos a um nível de carregamento cíclico da ordem de 90% da tensão limite de resistência à tração e tiveram uma vida em fadiga de aproximadamente 102 ciclos independentemente da condição microestrutural analisada.
As imagens da Figura 5.49 ilustram a fratura macroscópica de um corpo de prova de fadiga de baixo ciclo para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega. Ampliações com aumento de 35X obtidas com auxílio do MEV ilustram pontos específicos desta fratura e compõem a Figura 5.49.
Por meio da análise fractográfica da imagem ilustrada na Figura 5.49-a observa-se que trincas por fadiga nuclearam em dois pontos situados em diferentes planos e dispostos a aproximadamente 180º um do outro (Figura 5.49(a-c)). A fratura ilustrada na Figura 5.49-b descreveu uma trajetória ondulatória e se propagou por uma maior profundidade do que a outra parte da fratura ilustrada na Figura 5.49-c. Quando estas trincas, que geraram a fratura, alcançaram um tamanho tal que a seção remanescente não suportou o carregamento, o corpo de prova entrou em colapso pela propagação de trincas instáveis oriundas das trincas por fadiga, com uma inclinação de aproximadamente 45º e se encontraram aproximadamente no centro do corpo de prova (Figura 5.49-d).
Imagens obtidas no MEV com ampliações das duas regiões de nucleação das principais trincas por fadiga no corpo de prova ilustrado na Figura 5.49 revelam que ambas possuem aspecto similar. Observou-se alto grau de degradação do material nestas regiões de nucleação de trinca, provavelmente devido à trajetória irregular e dependente das condições metalúrgicas do metal que elas descreveram em seu início. A Figura 5.50 ilustra as regiões de nucleação destas duas trincas com diversos aumentos.
119
(a) (b)
(c) (d)
Figura 5.49: Fratura por fadiga em regime de baixo ciclo em corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega, (a) visão macroscópica de toda a extensão da fratura, (b) detalhe da fratura maior por fadiga, (c) detalhe da região de fratura final e (d) detalhe da fratura menor por fadiga. As setas brancas, nas posições (b) e (c), partem da região de nucleação de trincas e apontam na direção
de propagação.
Conforme pode ser observado nas imagens das Figuras 5.50(a-c), na região de propagação da trinca que levou à formação da fratura por fadiga mais curta, a microestrutura do material sofreu degradação tal que formou perfurações como se fragmentos do metal tivessem sido arrancados. Observou-se também nesta região o desprendimento de camadas da superfície do corpo de prova devido à severidade do carregamento cíclico com razão de tensões igual a -1 (Figura 5.50-c). A região de nucleação da trinca e fratura por fadiga com maior extensão também apresentou o aspecto mencionado anteriormente quanto à degradação da microestrutura do metal, porém em níveis menos acentuados se comparados com a região de nucleação da trinca mais curta (Figuras 5.50(d-f)). Não foi possível identificar marcas características da propagação de trincas por fadiga como estrias por exemplo. Isto devido ao fato do carregamento cíclico envolver tensões compressivas que, provavelmente mascararam estas marcas por deformação plástica.
120 (a) (d)
(b) (e)
(c) (f)
Figura 5.50: Detalhes dos pontos de nucleação de trinca por fadiga em regime de baixo ciclo no corpo de prova ilustrado na Figura 5.49. Parte da fratura mais curta, (a) 250X, (b) 500X e (c) 1.000X. Região
de fratura por fadiga mais extensa, (d) 250X, (e) 500X e (f) 1.000X. As setas brancas partem dos pontos de nucleação de trinca e apontam na direção de propagação destas em todas as posições.
A Figura 5.51 ilustra a região de ruptura final do corpo de prova por fadiga da Figura 5.49-a. Conforme esta ilustrado nesta figura, observou-se a presença de dimples na região de fratura final deste corpo de prova por fadiga para o aço inoxidável duplex no estado de entrega. Este fato confirma que a ruptura final por fadiga foi por fratura dúctil. Os dimples
121 identificados na superfície desta fratura final possuem aspecto alongado em uma direção específica devido à propagação da trinca instável com inclinação aproximada de 45º. A direção de alongamento dos dimples indica o sentido de propagação de trinca instável que levou o corpo de prova ao colapso.
Figura 5.51: Região de colapso final do corpo de prova ilustrado na Figura 5.49-a para o aço inoxidável duplex no estado de entrega.
Quanto aos efeitos dos tratamentos isotérmicos no mecanismo de fratura por fadiga em regime de baixo ciclo observou-se que o envelhecimento a 475ºC aumentou a sensibilidade da liga à presença de entalhe. Isto porque a presença de trincas que geraram a fratura por fadiga com extensão tal que praticamente não são visíveis macroscopicamente foi suficiente para levar o corpo de prova envelhecido nesta temperatura ao colapso. A análise macroscópica da fratura do corpo de prova por fadiga de baixo ciclo para o aço envelhecido a 475ºC não permitiu identificar com clareza região de propagação de trinca estável e sim somente a extensa região de arrancamento final com inclinação de aproximadamente 45º (Figura 5.52).
A inclinação de aproximadamente 45º da fratura por fadiga ilustrada na Figura 5.52 leva a crer que mais de uma trinca por fadiga nuclearam durante o carregamento cíclico em níveis diferentes do corpo de prova. A ruptura final certamente ocorreu pela propagação de trincas instáveis que coalesceram as trincas por fadiga.
Imagens ampliadas obtidas no MEV do corpo de prova para fadiga de baixo ciclo para o aço na condição envelhecido a 475ºC permitiram visualizar uma trinca por fadiga que se propagou por uma pequena extensão antes do colapso final do corpo de prova.
122 Figura 5.52: Fratura por fadiga em regime de baixo ciclo em corpo de prova do aço inoxidável duplex
UNS S32304 envelhecido a 475ºC por 100h. Visão macroscópica de toda a extensão da fratura.
A Figura 5.53 ilustra estas imagens de MEV com vários aumentos da região de propagação estável desta trinca e do local de sua nucleação.
Conforme a imagem da Figura 5.53-a elucida, a propagação de trinca estável por fadiga no corpo de prova do aço estudado tratado isotermicamente a 475ºC alcançou uma profundidade máxima de aproximadamente 0,5mm. Já as imagens ilustradas na Figura 5.47(b, c) revelam que o mecanismo de nucleação de trincas na condição envelhecido a 475ºC também implicou em degradação da microestrutura do material de tal maneira que se observou perfurações como se partículas tivessem sido arrancadas. Mas, outros detalhes além destes não puderam ser observados devido ao amassamento da superfície de fratura em função do carregamento cíclico envolvendo tensões de compressão. As observações fractográficas da fratura do corpo de prova submetido ao regime de fadiga de baixo ciclo para o aço envelhecido à 475ºC indicam que a fratura ocorreu por meio mais drástico se comparada às mesmas condições para o aço no estado de entrega. Observou-se que o envelhecimento a 475ºC torna a liga sensível à presença de entalhes, levando à ruptura final após curta propagação estável da trinca por fadiga. Isto não contradiz os resultados obtidos quanto à resistência à fadiga. A liga pode ter se tornado mais sensível à presença de entalhes após o tratamento térmico a 475ºC, mas, provavelmente ficou mais resistente à nucleação de trincas devido ao aumento da sua resistência mecânica e dureza. Conforme Schijve (2001) explica, o estágio de nucleação de trincas depende das condições metalúrgicas da liga, o estágio de propagação de trincas depende da intensidade de tensões que se desenvolve na ponta da trinca e a fratura final depende da tenacidade à fratura da liga.
123 (a) (b)
(c)
Figura 5.53: Detalhes do ponto de nucleação de trinca por fadiga em regime de baixo ciclo no corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 475ºC por 100h. (a) região de propagação
de trinca estável, 35X, (b) e (c) região de nucleação da trinca por fadiga, 250X e 500X, respectivamente. As setas brancas partem dos pontos de nucleação de trinca e apontam na direção de
propagação destas em todas as posições.
Já a fratura por fadiga de baixo ciclo para o aço inoxidável duplex na condição envelhecido a 850ºC apresentou aspecto macroscópico similar ao observado na fratura por tração devido à sua seção transversal elíptica. Esta fratura se deu pela propagação de trincas instáveis em diferentes direções, produzindo uma superfície irregular. Características de fratura dúctil foram observadas no rompimento final devido à diminuição da resistência da liga em função do tratamento em que foi submetida. Isto devido à evidência de estricção ocorrida na extremidade do corpo de prova. Macroscopicamente não foi possível identificar a região de crescimento estável de trinca, assim como também ocorreu no corpo de prova envelhecido a 475ºC. Mas, na condição agora analisada, a não observância da presença de uma região de propagação estável de trinca não implica em sensibilidade da liga à presença de entalhes nesta condição. A ruptura por fadiga ocorreu em condições que envolveram alto grau de deformação plástica do corpo de prova. A Figura 5.54 ilustra a fratura macroscópica por fadiga do corpo de prova envelhecido a 850ºC.
124 Figura 5.54: Fratura por fadiga em regime de baixo ciclo em corpo de prova do aço inoxidável duplex
UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. Visão macroscópica de toda a extensão da fratura.
Imagens de MEV com ampliação da ordem de 35X da região de nucleação de trinca permitiram observar a pequena extensão que a trinca estável por fadiga se propagou. Também foi possível identificar a presença de trincas secundárias por fadiga próximas à esta região, conforme esta ilustrado na Figura 5.55.
Figura 5.55: Região de propagação de trinca estável por fadiga em regime de baixo ciclo no corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 após tratamento isotérmico a 850ºC por 50h. A seta
parte do ponto de nucleação de trinca e aponta na direção de propagação desta.
Imagens por MEV com altas ampliações permitiram observar que os mecanismos de nucleação e propagação de trincas também implicaram em elevada degradação da microestrutura do material assim como ocorreu nas condições anteriormente descritas. A evidência que se destacou na análise da região de nucleação de trinca foi a separação de
Trinca Secundária
125 camadas superficiais do corpo de prova. A Figura 5.56 ilustra esta região de nucleação de trincas no corpo de prova para fadiga tratado isotermicamente a 850ºC por 50h.
Figura 5.56: Região de nucleação de trinca por fadiga em regime de baixo ciclo no corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 após tratamento isotérmico a 850ºC por 50h. Direção de propagação da trinca da direita para esquerda. A seta parte do ponto de nucleação de trinca e aponta na
direção de propagação desta.
A Figura 5.57 ilustra a região de propagação de trinca instável durante o colapso final do corpo de prova envelhecido a 850ºC.
Figura 5.57: Região de propagação de trinca instável no corpo de prova de fadiga no regime de baixo ciclo do aço inoxidável duplex UNS S32304 após tratamento isotérmico a 850ºC por 50h.
Quanto à falha final do corpo de prova do aço inoxidável após o tratamento isotérmico à 850ºC, verificou-se ser fratura dúctil devido à presença de dimples em decorrência da nucleação e coalescência de microcavidades, em toda a extensão da fratura instável, conforme
126 está ilustrado na Figura 5.57. Fato que já era esperado devido aos efeitos deste tratamento térmico amaciando a liga e, portanto, aumentando sua capacidade de se deformar plasticamente.