Centro Universitário de Volta Redonda - Ano VIII - Edição Especial - Junho/2013
Multidisciplinar
CADERNOS UniFOA
CENTRO UNIVERSITÁRIO DE VOLTA REDONDA
FUNDAÇÃO OSWALDO ARANHA
ISSN 1809-9475
CADERNOS UniFOA
CENTRO UNIVERSITÁRIO DE VOLTA REDONDA
FUNDAÇÃO OSWALDO ARANHA
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - MEMAT
Junho/2013
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C122 Cadernos UniFOA : Edição especial do curso de Mestrado
Profissional em Materiais / Centro Universitário de Volta
Redonda. - ano IV, (junho 2013). - Volta Redonda : FOA, 2013.
ISSN 1809-9475
1. Publicação periódica. 2. Ciências exatas e tecnológicas
– Periódicos. I. Fundação Oswaldo Aranha. II. Título.
CDD - 050
SUMÁRIO
EDITORIAL�������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������� 9
Análise das propriedades de ferramenta de corte cerâmicas de nitreto de silicio (Si3N4) usando diferentes aditivos........11
Joaquim Lopes Pereira, Jose Vitor Candido de Souza, Olivério Macedo Moreira Silva e Emerson Augusto Raymundo.
Avaliação do envelhecimento ambiental e das propriedades mecânicas dos compósitos de polipropileno/bagaço de canade-açúcar ............................................................................................................................................................................19
Rayane Lima de Moura Paiva e Daniella Regina Mulinari.
Efeito do duplo envelhecimento nas propriedades da liga Ti-10Mo-20Nb........................................................................29
José Vicente de Paiva Panaíno, Jadir Lemos, Raphael Alexander Ribeiro, Emanuel Santos Jr e Sinara Borborema Gabriel.
Implementação passo a passo dos critérios de falhas em flexão em compósitos PPS/Fibras de Carbono através do Programa ANSYS..........................................................................................................................................................................35
Eder José Siqueira, Roberto de Oliveira Magnago, Fernando de Azevedo Silva e Edson Botelho Cochieri.
Influência na polimerização de aglomerante para as indústrias metalúrgicas da produção de alumínio............................43
Linowesley Teixeira Valentim, Rosinei Batista Ribeiro e Bianca Siqueira Martins Domingos.
Estudo da Sinterabilidade de cerâmicas dentárias de ZrO2(Y2O3)-Biovidro usando dilatometria......................................51
Luiz de Araujo Bicalho, Claudinei dos Santos, Miguel Ribeiro Justino Barboza, Kurt Strecker, Alexandre Fernandes Habibe e Roberto de
Oliveira Magnago.
Modelagem Matemática e Investigação Experimental da Evolução das Tensões na Soldagem de Aço............................59
Horácio Guimarães Delgado Junior, Carlos Roberto Xavier, José Adilson de Castro, Marcos Flávio Campos, Alexandre Alvarenga Palmeira
e Alexandre Fernandes Habibe.
Nanocompósito de matriz polimérica termoplástica de polietileno de alta densidade com adição de nanocargas com expansão térmica baixa de Al2Mo3O12 ...................................................................................................................................67
Alexandre R. Soares, José R.M. d’Almeida, Bojan Marinkovic.
União de Chapas na Indústria Automobilística Pelo Processo de Clinching Versus Processo de Solda Ponto..................87
Leandro Dias Machado, Charles Satlher Teixeira, Thawara Medina Celli Paes, Horácio Guimarães Delgado Junior, Alexandre Alvarenga
Palmeira e Roberto de Oliveira Magnago.
LIST OF CONTRIBUTIONS
EDITORIAL�������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������������� 9
Analysis of the properties of silicon nitride based ceramic (Si3N4) cutting tool using different addictive.........................11
Joaquim Lopes Pereira, Jose Vitor Candido de Souza, Olivério Macedo Moreira Silva, Emerson Augusto Raymundo.
Evaluation of the environmental aging and mechanical properties of the polypropylene/sugarcane bagasse composites....19
Rayane Lima de Moura Paiva e Daniella Regina Mulinari.
Effect of double aging in the Properties of Ti-10Mo-20Nb Alloy.......................................................................................29
José Vicente de Paiva Panaíno, Jadir Lemos, Raphael Alexander Ribeiro, Emanuel Santos Jr e Sinara Borborema Gabriel.
Implementation of the Criteria for failure in bending PPS Composites/Carbon Fiber by ANSYS Program..................... 35
Eder José Siqueira, Roberto de Oliveira Magnago, Fernando de Azevedo Silva e Edson Botelho Cochieri.
Influences the polymerization of the binder for metallurgical industries of aluminum production....................................43
Linowesley Teixeira Valentim, Rosinei Batista Ribeiro e Bianca Siqueira Martins Domingos.
Investigation of the sinterability of ZrO2(Y2O3)-bioglass dental ceramics by dilatometry.................................................51
Luiz de Araujo Bicalho, Claudinei dos Santos, Miguel Ribeiro Justino Barboza, Kurt Strecker, Alexandre Fernandes Habibe e Roberto de
Oliveira Magnago.
Mathematical modeling and experimental investigation of the stress evolution at the steel welding................................59
Horácio Guimarães Delgado Junior, Carlos Roberto Xavier, José Adilson de Castro, Marcos Flávio Campos, Alexandre Alvarenga Palmeira
e Alexandre Fernandes Habibe.
Nanocomposite of thermoplastic polymeric matrix of high density polyethylene with addition of nanofiller with low thermal expansion of Al2Mo3O12 the steel welding....................................................................................................................67
Alexandre R. Soares, José R.M. d’Almeida e Bojan Marinkovic.
Union of sheet metal in the automotive industry for clinching process versus spot welding.............................................87
Leandro Dias Machado, Charles Satlher Teixeira, Thawara Medina Celli Paes, Horácio Guimarães Delgado Junior, Alexandre Alvarenga
Palmeira e Roberto de Oliveira Magnago.
9
Editorial
ApresentoaquartaediçãoespecialdaRevistaCadernosUniFOAdoMestradoProfissional
em Materiais (MeMat), no intuito de divulgar os resultados das pesquisas realizadas em nossa
instituição à comunidade.
Ediçãoqueapresentanovetrabalhosnasmaisdiversasáreaselinhasdepesquisacientífica
ligadas ao estudo de materiais.
OprogramadepósgraduaçãoprofissionaldoUniFOApassou/passaporsuagrandeprimeira
avaliação junto aos órgãos responsáveis após o término de seu primeiro triênio.
Programaconsolidadoeavaliado,mostra-sefirmenaescaladaparaobjetivosmaiores.
Assim, agradeço a todos os pesquisadores docentes e discentes do MeMat do UniFOA e de
outras instituições que contribuíram com seu conhecimento para esta edição.
Agradeço também a todos que direta e indiretamente fazem desta revista um importante
meiodedivulgaçãocientíficadenossocentrouniversitário.
Boa leitura a todos!
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Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
Roberto de Oliveira Magnago
Prof.doMestradoProfissionalemMateriais.
11
Análise das propriedades de ferramenta de corte ceramicas de nitreto de
silicio (Si3N4) usando diferentes aditivos
Analysis of the properties of silicon nitride based ceramic (Si3N4) cutting tool
using different addictive
Si3N4
Diferentes aditivos
Propriedades físicas e
mecânicas
Aplicações
tribológicas
1
Resumo:
A busca incessante por novos materiais faz parte do desenvolvimento científico e tecnológico das indústrias no país. Entretanto entre as
classes dos materiais, os cerâmicos vêm apresentando importantes evoluções do ponto de vista cientifico e tecnológico, com destaque para
as cerâmicas de predominância covalente, as quais possui importante
aplicações, onde resistência a abrasão e dureza são solicitadas. Entre
os materiais covalentes, os autores têm desenvolvido diversos trabalhos
de pesquisas em busca de melhorias de w e redução de custo. Porem à
produção de cerâmica a base de nitreto de silício (Si3N4) com custo reduzido somente é possível se for utilizado métodos e aditivos diferentes.
O objetivo desse trabalho é desenvolvimento de composições a base de
nitreto de silício (Si3N4) utilizando diferentes aditivos tais como: Y2O3,
CeO2, Al2O3, e CTR2O3 em quantidades variadas. Para o desenvolvimento das cerâmicas, as misturas dos pós foram homogeneizadas, secadas,
compactadas e sinterizadas utilizando o processo de sinterização normal
a 1850 oC, por 1h, com taxa de aquecimento de 25 oC/min. As caracterizações foram realizadas em função da densidade relativa pelo método de
Arqhimedes, perda de massa pela medida antes e após sinterização, analise das fases por difração de raios–X, microestrutura por microscópico
eletrônico de varredura (MEV), e dureza e tenacidade à fratura pelo método de indentação. Os resultados obtidos mostraram densidade relativa
de 97 a 98, microdureza Vickers de 17 a 19 GPa, tenacidade a fratura
de 5,6 a 6,8 MPa.m1/2. As diferentes fases foram obtidas em função dos
tipos de aditivos utilizados. Os resultados obtidos são promissores para
aplicações tribológicas.
UNIFOA - Av. Lucas Evangelistas, 862, Volta Redonda, CEP. 27215-530, Brasil.
2
FATEC - Rod. Vereador Abel Fabrício Dias, 4010, Pindamonhangaba, CEP. 12445-010, Brasil.
3
CTA - Centro Técnico Aeroespacial
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Palavra-chave:
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Joaquim Lopes Pereira1
Jose Vitor Candido de Souza1,2
Olivério Macedo Moreira Silva3
Emerson Augusto Raymundo1
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12
Abstract:
The constant search for new materials is part of the scientific and
technological development of the industries. Ceramic been presenting
important developments in terms of scientific and technological
development, highlighting the predominance of covalent ceramics,
which has important applications where abrasion resistance and
hardness are required. Between covalent materials, several research
papers in search of property improvements and cost reduction. However
the production of ceramics of silicon nitride (Si3N4) with a reduced cost
is possible only if used methods and different additives. The aim of
this work is the development of compositions based on silicon nitride
(Si3N4) using different additives such as Y2O3, CeO2, Al2O3 , and CTR2O3
in varying amounts. For the development of ceramics, the mixtures
were homogenized, dried, compacted and sintered using the sintering
process of 1850°C for 1 hour, with a heating rate of 25°C/min. The
characterizations were performed as a function of relative density by
Archimedes method, the mass loss measured before and after sintering,
phase analysis by X-ray diffraction, microstructure by scanning electron
microscopy (SEM), and hardness and fracture toughness indentation
method. The results showed relative density 97-98, Vickers hardness
17-19 GPa, fracture toughness from 5.6 to 6.8 MPa.m1/2. The different
phases were obtained depending on the types of additives used. The
obtained results are promising for tribological applications.
1. Introdução
Em geral as cerâmicas a base de alumina, nitreto de silício, nitreto cúbico de boro,
e outras com características covalentes apresentam melhor estabilidade em altas temperaturas, e superior resistência ao desgaste, comparada a materiais como, metal duro e aço
rápido [1]. Essas propriedades são devido às
ligações atômicas fortes formadas durante o
processo de fabricação dessas cerâmicas. Ao
mesmo tempo em que essas ligações promovem importantes propriedades tribológicas,
também pode levar a instáveis propriedades
mecânicas, que são responsáveis pelas fraturas durante as suas aplicações. O comportamento frágil dessas cerâmicas são um dos
principais fatores responsáveis por sua restrição na aplicação como ferramenta de corte
[2]. A partir de 1980, considerável avanços
têm sido alcançados em cerâmicas à base de
alumina, nitreto de silício e nitreto silício reforçado com SiC [3]. Entretanto aplicações
específicasdessesmateriaiscomoferramen-
Keywords:
Si3N4
Mechanical Properties
Characterizations
Machining Tools
tas de corte ainda demandam um ajuste de
suas propriedades, além da relação homem/
maquina/material. Atualmente a utilização
dessas cerâmicas como ferramentas de corte,
são resultados de importantes avanços científicos e tecnológicos alcançados através de
pesquisas e desenvolvimento realizados [4].
Essas pesquisas têm promovido melhorias
de propriedades físicas e mecânicas através
do controle microestrutural, que em conjunto
com a sensibilidade da operação, desenvolvimento de novas geometrias, sistema de lubrificaçãoeoutras,têmlevadoessasferramentas a apresentarem importantes avanços nos
processos de usinagem de diversas ligas. O
objetivo desse trabalho é o desenvolvimento
de composições a base de nitreto de silício
utilizando diferentes aditivos, e avaliar as
propriedades físicas e mecânicas. Espera-se
que os resultados obtidos nesse trabalho possam levar ao sucesso desses materiais como
ferramenta de corte no processo de manufatura de componentes das indústrias automobilísticas e aeronáuticas.
Tabela 1. Mostra as composições das ferramentas
Composição (wt.%)
α-Si3N4
Al2O3
Y2O3
A
78,50
12,50
9,00
B
78,50
12,50
C
78,50
12,50
CTR2O3
CeO2
9,00
9,00
Análise química do concentrado de terras raras oxide (CTR2O3) [9]
Y2O3
Yb2O3
Er2O3
Dy2O3
HO2O3
Tm2O3
Outros
44%
17%
14%
10%
3%
3%
9%
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
As composições a base de Si3N4 foram preparadas utilizando materiais de alta pureza. As
composiçõesforamdesenvolvidasusandopósαSi3N4(GradeM11,H.C.Starck),α-Al2O3 (Grade
A16SG, Alcoa Chemicals, USA), Y2O3 (Grade
C-Fine, H.C. Starck), CeO2 (Grade C-Fine, H.C.
Starck) e CTR2O3 (concentrado de terras raras)
produzido pela DEMAR-FAENQUIL (EELUSP), conforme Tabela 1. As composições foram
pesadas e as misturas dos pós foram moídas e
homogeneizadas em um moinho planetário com
esferas de alumina, por 4 horas, via úmido utilizandoálcooletílico.Apósamoagemverificoua
perda de massa das esferas e do copo do moinho,
para uma total segurança de não contaminação.
Os resultados indicam que contaminação é <0.2%.
Em seguida os pós foram secados em uma estufa a 100 °C por 24 horas e peneirado em malhas
de 100 mesh (0,15mm). Os corpos a verde foram
prensados uniaxialmente em uma matriz metálica na forma quadrada de 16,36mm x 16,36mm x
7,5mm com carga de 80 MPa, seguida de prensagem isostaticamente com carga de 300 MPa/2min.
Os corpos a verde foram acomodados em um cadinhodegrafite,dentrodeumamisturade70%
de BN e 30 % de Si3N4. Os corpos a verde foram
sinterizados na temperatura de 1850 °C for 1h, em
atmosfera de nitrogênio sobre a pressão de 0.1MPa
e taxa de resfriamento de 25 °C/min. Após a sinterização as cerâmicas a base de nitreto de silício
foram submetidas análises das fases por difração
deraios–XusandoradiaçãoCu-Kα.Aanálisede
densidade relativa das amostras foram realizadas
utilizando o principio de Archimedes, e as propriedades mecânicas foram realizadas com uso do
método de indentação Vickers. Após análise das
propriedades, as ferramentas foram submetidas ao
processoderetifica(lapidação)paraobtençãodas
geometriasfinaldeacordocomanorma1832.
Nos processos de usinagem vários mecanismos podem levar as ferramentas ao desgaste. Os desgastes por abrasão são predominantes quando ocorre, deslizamento na interface
ferramenta/cavaco [5, 6]. Isso ocorre devido
à fraca adesão entre a ferramenta e o material
da peça, que durante o processo de usinagem
facilita o movimento constante de cavacos
sobre a superfície da ferramenta promovendo
desgaste abrasivo, devido à interação mecânica entre os materiais [5]. Os desgastes por cratera são causados pela ocorrência de tensões
localizadas que leva à deformação plástica
deumafinacamadadoscavacosadjacentea
interface ferramenta/cavaco conhecida como
zonadefluência[7].Nosdesgastesdecrateraosmecanismossãoinfluenciadospelaalta
temperatura na interface ferramenta/cavaco, o
que causa dissolução e consequente difusão do
material da ferramenta dentro do material do
cavaco, isso promove rapidamente a formação
de cratera na superfície de saída da ferramenta
[8]. Em recente trabalho Souza, (2008), observou que no processo de usinagem do ferro
fundido vermicular usando ferramentas cerâmicas de α-SiAlON, o desgaste de cratera
foi predominante. Entretanto com o passar do
tempo ocorre à fratura de partes da ferramenta. Isso é dependente das velocidades de corte
utilizada, que pode causar altas concentrações
de tensões e temperaturas localizadas em uma
pequena região da ferramenta. As tensões e as
temperaturas localizadas em uma pequena região levam a transformação das fases intergranular da ferramenta, que consequentemente
levam formação de micro-trincas nessa região,
as quais podem levar a ferramenta a sofrer falhacatastrófica,emfunçãodotempo[8].
13
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2. Procedimentos Experimentais
1.1. Mecanismos de desgaste em ferramentas cerâmicas
14
3. Resultados e Discussões
Os resultados obtidos são discutidos em
função das propriedades físicas e mecânicas,
os quais mostraram diferentes valores em função dos diferentes tipos de aditivos utilizados.
Entretanto os resultados apresentam importantes avanços no desenvolvimento de novos
materiais cerâmicos.
3.1. Densidades Relativas, Perda de Massa
e Retração Linear
A densidade relativa, perda de massa e
retração linear das amostras sinterizadas são
mostradas e discutidas tomando como base os
diferentes aditivos utilizados, conforme Tabela
1. A perda de massa é um fenômeno que ocorre
durante a sinterização, e esta diretamente relacionada com a volatilização dos óxidos durante
a sinterização. A diferença de perda de massa
entre as composições analisadas estão relacionada com a formação de SiO e AlO volátil cuja
formação é favorecida pela presença de O2, mesmo com o uso de atmosfera nitrogênio com pressão de 0.1 MPa [10]. De acordo com recentes
estudos,aretraçãolinear,densificaçãoeaperda
de massa iniciam-se em torno da temperatura de
1250 °C, e vai aumentando sua proporção em
função do tempo e da temperatura de sinterização, fazendo uma sequencia de três estágios. Na
temperatura de 1250 °C começa a ocorrer o rearranjo das partículas, posteriormente em 1750 °C
acontece o segundo estagio, onde a partir desse
e somado ao patamar, a retração linear, perda de
massa e densidade relativa ocorre de maneira
mais atuante. Em função das temperaturas serem pontual para cada composição, a amostra C,
que possui a presença de Y2O3, adensificaçãoa
1850 °C foi a mais baixa, devido à menor concentração de liquido existente, o que reduziu a
totaltransformaçãodoα-Si3N4 [11].
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Tabela 2. Mostra os valores de densidade relativa, perda de massa e retração linear das cerâmicas.
Composição (wt.%)
Densidade relativa (%)
Retração linear (%)
Perda de massa (%)
A
B
C
98,40 ± 0,18
97,94 ± 0,25
97,21 ± 0,43
16,34 ± 0,34
15,96 ± 0,23
15,38 ± 0,18
2,80 ± 0,22
3,75 ± 0,35
4,48 ± 0,41
Os resultados mostrados na Tabela 2
ocorrem em função do tipo de aditivos utilizados que para sinterização. Possivelmente esses
aditivos formam menor quantidade de fase liquida nas temperaturas de 1750 a 1850 °C, e
conforme o tempo de patamar (1h) pode não
ocorrer uma densificação total. Assim podemos concluir que os líquidos formados apresentam baixa viscosidade promovendo rápida
densificação.Nessascondiçõesvárioselementos vão sendo volatilizados principalmente,
em função dos elementos como: Yb2O3, Er2O3,
Dy2O3, HO2O3, Tm2O3 e CeO2. Na temperatura de 1850 °C a composição que apresentou
maior quantidade de Y2O3 mostrou maior presençadafaseα-SiAlONemelhordensificação.
Isso também explica a baixa densidade das cerâmicas em função da baixa viscosidade e das
características volátil dos aditivos quando utilizados na sinterização por fase liquida. Nessas
condições os rearranjos, solução e precipitação
são prejudicadas e dessa maneira aparecem os
poros nos materiais prejudicando as propriedades mecânicas dos mesmos.
3.2. Análises das Fases Presentes nas
Cerâmicas Sinterizadas
Os resultados de difração de raios-X mostrando na Figura 1 mostram as fases obtidas em
função dos tipos de aditivos utilizados. As cerâmicas que foram aditivadas com Y2O3 (Fig. 1a) mostrou predominância da fase α-SiAlON, enquanto
que as amostras com CTR2O3 (Fig. 1b) e CeO2
(Fig.1c)mostrarampredominânciadafaseβ-Si3N4.
Entretanto as cerâmicas com adição de CeO2 mostraramquealémdafaseβ-Si3N4, presença da fase
α-Si3N4. Isso pode ter ocorrido em função da alta
temperatura que promoveu a volatilização de materiaisenãohouvetemposuficienteparaatransformação de fases. Esses resultados mostraram que o
Y2O3 promoveu uma melhor estabilização da fase
α-SiAlON.Essecomportamentotemsidoexplicado em recente literatura, Kurama, (2002).
15
Figura 1 – Difratogramas de raios-X das cerâmicas: (a) Y2O3, (b) CTR2O3, (c) CeO2.
Figura 2 – Microestruturas das cerâmicas: de Si3N4 Sinterizadas (a) Y2O3, (b) CTR2O3, (c) CeO2.
3.4. Dureza e Tenacidade à Fratura das Cerâmicas
Os valores de tenacidade à fratura e dureza das cerâmicas são mostrados na Tabela. 3.
Tabela 3. Dureza e tenacidade à fratura das cerâmicas sinterizadas.
Propriedades mecânicas
Composição
Dureza (GPa)
Tenacidade à fratura
(MPa.m1/2)
A
19, 07 ± 0,15
5,60 ± 0,21
B
18,58 ± 0,14
5,89 ± 0,23
C
17,20 ± 0,25
6,80 ± 0,34
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As microestruturas das cerâmicas sinterizadas são mostradas na Figura 2. Analizando
os resultados podemos observar microestruturas com grãos alongados para as amostras B
e C, característica da fase β-Si3N4. Entretanto
na amostra C, podemos observar que microestrutura apresenta-se de maneira grosseira com
misto de grãos muitos grandes e alguns pequenas, com características de vazios entre os arranjos de grãos. Na microestrutura da amostra
A é possível observar uma microestrutura de
arranjo de grãos mais denso, onde as regiões
que apresenta menor quantidade de grãos por
área pode ser em função do arranchamento durante a preparação da amostra. De uma maneira
geral nas Fig. 2a e 2b mostram uma tendência
de microestrutura com menos incidência de falhas microestruturais, mesmo apresentando diferentes percentuais de fases existentes em cada
uma. Isso pode ser em função da quantidade de
oxido de itrio existente em cada composição,
conforme Tab.1. Entretanto a amostra que não
recebeu adição de Y2O3 apresenta uma microestrutura totalmente irregular devido a possíveldistribuiçãodosaditivos,oqueinfluencia
na formação da fase liquida e como consequêncianadensificaçãodaceramica.
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3.3. Análises das Microestruturas das
Cerâmicas
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16
Nessa tabela poder ser observado que o
uso dos aditivos Al2O3/Y2O3 e Al2O3/CTR2O3
apresentaram importantes valores de microdureza Vickers e tenacidade a fratura, devido
apresençadafaseα-SiAlON/β-Si3N4 e as fases remanescentes. Na amostra aditivada com
Al2O3/CeO2 podemos observar um maior valor de tenacidade a fratura, porém o valor de
microdureza pode ser considerado baixo para
cerâmicas a base de Si3N4. As cerâmicas a
base de Si3N4 tem como característica aumento da tenacidade à fratura com aumento da fase
β-Si3N4 devido à razão de aspectos apresentados pelos grãos. Na amostra aditivada com
Al2O3/CeO2 um outro fator pode ter contribuído para aumento da tenacidade a fratura é a
presençadafaseα-Si3N4 e possíveis porosidades existentes.
Os valores das propriedades mecânicas
obtidas podem ser considerados satisfatórios
para diversas aplicações tribológicas, incluído
o uso como ferramentas de corte, mas faz necessárioconhecerasespecificaçõesdosmateriais a ser usinado e suas mudanças durante o
processo de usinagem. Os resultados de propriedades mecânicas obtidas nesse trabalho
estão de acordo com [12, 13 e 14].
4. Conclusões
Os resultados obtidos nesse trabalho mostraadiversificaçãodeproprieddaesobtidasem
função dos diferentes aditivos utilizados. Como
resultados podem observar que o CTR2O3 apresenta propriedades promissoras para substituição do Y2O3 como aditivos. Entretanto para
cada tipo de aditivos se faz necessários estudos
mais aprofundados dos parâmetros de sinterizações. Isso também é possível para o uso de
CeO2 como aditivos. Dotado de conhecimentos
específicos para as aplicações das cerâmicas
desenvolvidas nesse trabalho é possível utilizalas em diversos meios.
[2] DINIZ, A.E.; MARCONDES, F.C. e
COPPINI, N.L. Tecnologia da Usinagem
dos Materiais (5th ed.), Artliber Editora, São
Paulo (2006) (in Portuguese).
[3] SOUZA, J.V.C., et al., Development of
α-SiAlON-SiC ceramic composites by liquid
phase sintering. International Journal of
Refractory Metals and Hard Materials, v. 25,
p. 77-81, 2007.
[4] NARUTAKI, N.; YAMANE, Y. e
Okushima,K.; Tool wear and cutting temperature
of CBN tool in machining of hardened steels,
Ann. CIRP 28 (1) (1979), pp. 23–28.
[5] TRENT, E.M. J. Iron Steel Inst. 201
(1963), p. 847.
[6] SUH, N.P.; Tribophysics, Prentice-Hall,
Englewood-Cliffs, NJ (1986).
[7] TRENT, E.M.; Wear 128 (1988), p. 29.
[8] SOUZA, J.V.C., et al.; Estudo dos tipos e
mecanismos de desgastes na usinagem do ferro
fundido vermicular (CGI) usando ferramenta
de corte a base de Si3N4, Anais 52 ° CBC (2008)
[9] RIBEIRO, S.; Estudo comparativo das
propriedades do nitreto de silício sinterizado
com óxido de ítrio/óxido de silício e concentrado
de óxidos de ítrio e terras raras/óxido de silício.
Faculdade de Engenharia Química de LorenaFAENQUIL, PhD thesis. 1997. p. 194
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vol. 2, Marinha Grande, Portugal, Anais,
Sociedade Portuguesa de Materiais, Aveiro,
1997, pp. 133–141.
17
Cadernos UniFOA
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
[14] RIBEIRO, S.; VERNILLI, Jr F;
STRECKER, K.; Microestrutura e fases
presentes em Si3N4 aditivado com Y2O3/SiO2
ou concentrado misto de terras raras (RE2O3)/
SiO2. Cerâm. ABC 44 285/286 (1998), p. 43.
19
Avaliação do envelhecimento ambiental e das propriedades mecânicas dos
compósitos de polipropileno/bagaço de cana-de-açúcar
Evaluation of the environmental aging and mechanical properties of the
polypropylene/sugarcane bagasse composites
Rayane Lima de Moura Paiva1
Daniella Regina Mulinari1,2
Fibras Naturais
Propriedades
Mecânicas
Envelhecimento
Ambiental
Abstract:
Polypropylene (PP) reinforced with fibers from sugarcane bagasse
composites in different proportions were prepared. Also environmental
aging was conducted for the composites and their mechanical properties
determined. The results showed that chemical treatment caused changes
in color and chemical composition of the fibers, removing impurities and
amorphous constituents such as lignin and hemicellulose, techniques of
FTIR, X-ray diffraction and scanning electron microscopy confirmed these
data. Also, it was observed that addition of natural fiber in PP matrix
provided an improvement in the mechanical properties materials. The
weathering test revealed a slight mass gain after 75 days, but it was clear
that the inclusion of fibers has a higher mass gain compared to pure PP.
Centro Universitário de Volta Redonda/UniFOA.1
Universidade do Estado do Rio de Janeiro.2
Keywords:
Polypropylene
Natural Fibers
Mechanical Properties
Environmental Aging
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
Polipropileno
Resumo:
Compósitos de polipropileno (PP) reforçados com fibras proveniente
dobagaçodecana-de-açúcarmodificadas,emdiferentesproporçõesforam preparados. Também foi realizado envelhecimento ambiental nos
compósitos e determinado suas propriedades mecânicas. Os resultados
obtidos revelaram que o tratamento químico provocou alteração na coloração e na composição química das fibras, removendo impurezas e
constituintes amorfos como lignina e hemicelulose, as técnicas de FTIR,
difratometriadeRaiosXemicroscopiaeletrônicadevarreduraconfirmaramessesdados.Alémdisso,observou-seaadiçãodefibrasnaturais
na matriz PP proporcionou uma melhora nas propriedades mecânicas
dos materiais. O teste do intemperismo revelou um leve ganho de massa
após75dias,masficouclaroqueainserçãodefibrasapresentamaior
ganho de massa quando comparado ao PP puro.
Cadernos UniFOA
Palavra-chave:
Cadernos UniFOA
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
20
1. Introdução
Atualmente, a necessidade de desenvolver e comercializar materiais compósitos reforçadoscomfibrasvegetaistemcrescido,devido
a questões relacionadas ao impacto ambiental e
ao desenvolvimento sustentável. Desse modo,
as empresas passaram a investir na busca de
novas tecnologias para o uso desses materiais
e a considerar também a variável ambiental em
suas estratégias de produção (ALVES et al.,
2010; MULINARI et al., 2010).
No Brasil, mesmo com a grande disponibilidadedefibrasederesíduosagroindustriais
ainda não se tem ampla utilização ou aplicação
destes. Apesar do interesse nesta área ter aumentado,porenquanto,predominamasfibras
devidroeasfibrassintéticas,principalmente,
as derivadas de petróleo (BENINI, 2011).
E um fator importante que favorece o
emprego de fibras vegetais como insumo renovável é a crescente perspectiva de economia
de energia por meio da redução de peso dos
componentes, bem como os aspectos ligados à
recuperação das matérias-primas e reaproveitamentodosmateriaisnofinaldociclodevida
do (IBRAHIM et al., 2010; MIGNEAULT et
al., 2009; XU et al., 2008).
No entanto, estes materiais podem sofrer
degradação com o tempo e apresentar algumas
características indesejáveis. A principal limitação para aplicação dos materiais poliméricos
em muitas situações é decorrente da baixa sensibilidade dos polímeros orgânicos à alta temperatura. Acima da temperatura de transição
vítrea, o polímero começa apresentar variações
dimensionais e se exposto por longos períodos
ao calor desencadeia-se lentamente o processo
termooxidativo com alterações de cor, perda de
massa, despolimerização e consequente redução de propriedades físicas do material. A sensibilidade dos polímeros à temperatura depende
da estrutura e tipo de ligação química presentes na cadeia polimérica (CANEVAROLLO,
2002; JIANG et al., 2012).
O controle da degradação térmica é de
fundamental importância durante o processamento do polímero, embora possa acontecer
em outras fases do ciclo de vida do material,
desdeasuasínteseatéoseuusofinal.Durante
o processamento de polímeros com baixa estabilidade térmica, a ação do calor e do cisalha-
mento intenso torna obrigatório o uso de estabilizantestérmicosespecíficos,compatíveis
com o mecanismo de degradação térmica do
polímero a ser protegido. De maneira geral os
principais tipos de degradação de polímeros
estão relacionados à degradação térmica ou
exposição do polímero ao intemperismo (ação
combinada luz UV, calor e umidade).
Além disso, as fibras vegetais também
podem sofrer degradação devido a agentes
biológicos, meios ácidos e alcalinos, absorção
de umidade, radiação ultravioleta e temperatura.Oscomponenteslignocelulósicosdasfibras vegetais respondem de diferentes formas
aos meios citados. O processo de degradação
fotoquímica por luz ultravioleta (UV), por
exemplo ocorre quando as fibras são expostas a ambientes externos. A degradação ocorre inicialmente na lignina, que é responsável
pelamudançadecordafibra.Emcomparação
a lignina, a celulose é muito menos suscetível
a degradação UV, em contrapartida a hemicelulose e a celulose são mais suscetíveis a altas
temperaturas (RODRIGUES, 2007).
Desta forma, é importante avaliar a estabilidade desses materiais, ou mesmo avaliar a
eficiênciadedeterminadoscomponentesdeuma
formulação. Esta avaliação pode ser realizada
por meio de ensaios que simulem as condições
de uso as quais ele estaria exposto durante a sua
vida útil. Esses ensaios podem ser feitos em estações de exposição ambiental (envelhecimento
ambiental) ou em laboratório (envelhecimento
acelerado) (DEL CARPIO, 2009).
Nos ensaios de envelhecimento ambiental (natural) o compósito é exposto ás condições ambientais próximas da real condição de
uso do material (RODRIGUES, 2007), portanto é importante conhecer detalhadamente
as condições geográficas e climáticas do local,poisaluzsolarsofreinfluênciadevidoà
época do ano, latitude, altitude, hora do dia,
ângulo de exposição, composição da atmosfera sofre influência dos poluentes, umidade
e frequência da chuva e sua intensidade. A
grande vantagem deste ensaio é justamente a
proximidade com a real condição de uso do
material. Por outro lado, o ensaio é lento e
exige longo tempo de exposição para que os
fatores de degradação possam agir no material
(RODRIGUES, 2007). As amostras podem se
preparadascomofilmes,corposdeprovapara
Para a confecção do compósito foram
utilizadasfibrasprovenientesdobagaçodecana-de-açúcarepolipropileno.Afibradobagaço de cana-de-açúcar utilizada nesse trabalho
foi fornecida pela Edras Ecossistemas, localizada em Cosmópolis – SP. O procedimento
realizadoparaotratamentodafibrafoiaimersãodasfibrasdebagaçodecana-de-açúcarem
uma solução de NaOH à 10% m/v durante 1
hora e em temperatura ambiente, após esse
tempo,asfibrasforamlavadasexaustivamente com água destilada até atingir o pH da água
destilada e secas em estufa a 80 ºC (Figura 1).
(a)
(b)
Figura1.ImersãodasfibrasemsoluçãodeNaOH(a)eLavagem
com água destilada (b).
O polipropileno (PP) utilizado neste
trabalho foi fornecido pela BRASKEN. O PP
utilizado é indicado para peças injetadas que
possui excelente resistência mecânica e ao calor e alta resistência ao impacto.
Paraavaliaroefeitodamodificaçãonas
fibrasforamrealizadasanálisespormeiodas
técnicas de Difratometria de Raios X (DRX),
Microscopia eletrônica de varredura (MEV) e
Espectroscopia de infravermelho (FTIR).
Os difratogramas de Raios X das fibrasdobagaçoinnaturaemodificadasforam
obtidos para determinar o tipo de estrutura
física, ou seja, os parâmetros de redes e os
espaçamentos interplanares da rede cristalina do material, permitindo identificá-lo mediante comparação com estruturas cristalinas
já conhecidas, determinando se o material é
amorfo ou cristalino. Para obter os difratogramas, foi utilizado um difratômetro de Raios
X da Shimadzu XDR-6000, disponível no
Departamento de Engenharia de Materiais da
EEL/USP,comfontederadiaçãoCuKα,voltagem de 40 kV, corrente de 40 mA, varredura
0,05(2θ/5s)paravaloresde2θentre10e70º.
As micrografias foram obtidas em um
microscópio eletrônico de varredura JEOL
JSM5310, disponível no Instituto Nacional
de Pesquisas Espaciais/INPE em São José dos
Campos, operando de 15 a 20 kV, usando elétrons secundários, com o intuito de obter informações quanto à morfologia e composição
dasfibras.Asamostrasforamfixadasemum
suporte com auxílio de uma fita de carbono
dupla face e submetidas ao recobrimento metálico com ouro.
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
2. Experimental
21
Cadernos UniFOA
ensaiosmecânicosepeçasnoformatofinalde
uso. A análise de sua degradação pode ser feita através da avaliação visual, medição de cor
de superfície, avaliação das propriedades mecânicas e avaliação de alterações estruturais
por métodos espectrométricos.
Os ensaios de envelhecimento acelerado
possuem a vantagem da rapidez, fornecendo
dados sobre o provável desempenho do material
ao longo da sua vida útil. Nestes ensaios, são
simuladas as condições de exposição do material, porém com intensidades elevadas, de modo
a acelerar o processo de degradação. Apesar da
vantagem da rapidez, pode fornecer resultados
imprecisos, em função de mecanismos paralelos
ocorridos nas amostras (RODRIGUES, 2007).
Nesse trabalho foi realizada a avaliação
de compósitos poliméricos de polipropileno
reforçadoscomfibrasdebagaçodecanapor
envelhecimento acelerado, bem como a avaliação das propriedades mecânicas.
22
Comopropósitodeavaliaramodificação
realizadanasfibrasapósotratamentoalcalino
eidentificarasvibraçõeseestiramentosdasligações efetivas dos materiais foi feita uma análise de espectroscopia de infravermelho. Uma
mistura de KBr (300 mg) e cerca de 1,5 mg de
amostra foi macerada em gral e pistilo de ágata.
As pastilhas foram obtidas no pastilhador utilizando uma pressão de 10 kgf.cm-2 sob vácuo
durante 5 min, em seguida foi efetuada a varredura numa faixa espectral de 4000 a 400 cm-1
com 64 scans. As análises foram realizadas um
espectrofotômetro Spectrun GX Perkin Elmer,
disponível no Departamento de Bioquímica da
Escola de Engenharia de Lorena/USP.
Os compósitos (5-30% em massa de reforço) foram obtidos em um homogeneizador
para plásticos. Inicialmente o reforço e a matriz foram secos em estufas a 50 ºC por cerca
de 2 h. Após mistura entre reforço e matriz no
homogeneizador “Dryser”, o material foi moído em moinho granulador e novamente seco
em estufa a 50 ºC por 2 h, injetado para obtençãodoscorposdeprovaflexão.Oscorpos
de prova foram obtidos utilizando o mesmo
procedimento, para efeito de comparação com
diferentesproporçõesdefibrascomorelacionados na Tabela 1.
Amostra
Tipodefibrareforçada
Quantidade de PP (%
m/m)
Quantidade de reforço
(% m/m)
CB5%
Fibramodificada
95
5
CB10%
Fibramodificada
90
10
CB20%
Fibramodificada
80
20
CB30%
Fibramodificada
70
30
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Tabela1.DescriçãodoscompósitosdePPreforçadoscomdiferentesproporçõesdefibras
Os ensaios de flexão foram realizados
em um equipamento da marca EMIC. Foram
analisados cinco corpos de prova, com dimensões de acordo com a norma ASTM D 790 –
03 com 13 mm de largura, 130 mm de comprimento e 6 mm de espessura. As propriedades
mecânicasderesistênciaàflexãoemódulode
elasticidadeemflexãoforamavaliadas.
No teste de intemperismo ambiental foi
observada a biodegradação do compósito,
a partir da análise do percentual de perda de
massa e da mudança na coloração das amostras. As amostras foram pesadas semanalmente e submetidas á exposição aos fenômenos
ambientais durante 75 dias na cidade de Volta
RedondanoBairroSantaCruz,nofinaldeste
ciclo estas foram pesadas novamente, o que
possibilitou a avaliação do percentual de perda de massa das mesmas. A Figura 2 evidencia
como os corpos de provas foram estudados.
Figura 2. Suporte para exposição dos corpos de prova.
3. Resultados
A modificação química das fibras provenientes do bagaço de cana de açúcar foi realizada
afimdemelhoraraadesãoentreasfibrasematriz e, consequentemente, melhorar as propriedadesmecânicasdoscompósitos.Asmicrografias
(a)
(b)
(c)
(d)
Figura3.MEVdasfibrasdebagaçodecanainnatura:(a)500X;(b)1000X;(c)5000X;(d)20000X.
Asmicrografiasdasfibrasdebagaçode
cana in natura apresentaram uma superfície lisa,
com uma camada de cera e homogênea quando
comparadaàsfibrasmodificadas(Figura4).As
micrografiasdasfibrasdebagaçodecanamodificadasapresentaram-seagrupadasempaco-
tescomváriosfeixesdefibras.Alémdisso,foi
possível observar a presença de “pits” dispostos
ao longo de toda a parede celular. Os “pits” servem para o crescimento e manutenção da planta
que é transportar água e nutrientes ao longo das
várias células até as raízes e folhas.
23
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
sentaram características diferentes. A Figura 3
mostraasmicrografiasdasfibrasdebagaçode
cana in natura obtidas em diferentes ampliações.
Cadernos UniFOA
obtidas por MEV permitiram avaliar os aspectos
morfológicosdasfibras.Assuperfíciesdasfibras
debagaçodecanainnaturaemodificadasapre-
24
(a)
(b)
(c)
(d)
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Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
Figura4MEVdasfibrasdebagaçodecanamodificadas:(a)500X;(b)1000X;(c)5000X;(d)20000X.
Amodificaçãorealizadanasfibrascausou a remoção de extrativos e da camada cerosa, promovendo uma maior rugosidade à
superfície das fibras. As ceras e graxas que
envolvemasfibrasdiminuemaadesãoentrea
matriz e o reforço, por isso sua remoção é de
fundamental importância para o aumento das
propriedades mecânicas dos compósitos. Um
maior aumento das fibras permitiu observar
umamaiorrugosidadeapósamodificaçãoda
fibra,devidoàsolubilizaçãodecompostosem
meio alcalino, aumentando a área de superfície
efetiva para contato com a matriz polimérica.
OsdifratogramasdeRaiosXdasfibras
apresentaram um comportamento semelhante
e mostraram características de materiais semicristalinos, com picos intensos (Figura 5).
Figura5.DifratogramasdeRaiosXdasfibrasdebagaçodecana
Esses picos foram bem definidos, em
média, 16º e 22,3º, os quais correspondem
aos planos cristalográficos (101) e (002).
Analisando os difratogramas separadamente,
observa-se,paraafibrainnaturapicosdedi-
fração2θem15,9ºe22,2ºeparaasfibrasmodificadas,picosdedifraçãoem16,3ºe22,4º,
ou seja, praticamente os mesmos picos para
ambos os difratogramas.
Figura 6. Espectros na região do infravermelho (400 – 4000 cm-1)
dasfibrasdebagaço
Os espectros obtidos na região do infravermelhodasfibrasdebagaçodecana(Figura
6)possibilitaramobservaramodificaçãoquímicadasuperfíciedasfibrasquandocomparadasàsfibrasinnatura.
A análise comparativa dos espectros de
FTIRdasfibrasmostracaracterísticasrelevantes,quantoàmodificação,taiscomo:diminuição das absorções na região de 3300 cm-1, referente ao estiramento da hidroxila (O-H) e na
região de 2885 cm-1, referente ao estiramento
simétrico da ligação C-H presente em polissacarídeos; e diminuição da absorção na região
de 1732 cm-1, referente ao estiramento da ligação C=O presentes em xilanas.
Destaforma,ficaevidenteeuamodificaçãorealizadanasfibrasinfluenciaránaspropriedades mecânicas.
Oestudodaresistênciaàflexãodoscompósitos foi importante, pois permitiu avaliar o
comportamento do material de resistir à força
de dobramento aplicada perpendicularmente
ao seu eixo longitudinal. A força de tensão induzidapelacargadeflexãoéumacombinação
de forças de compressão e tensão. As propriedadesdeflexãodoscompósitosforaminfluenciadas pela quantidade de reforço inserida na
matriz. A Tabela 2 apresenta os valores do
limitederesistênciaàflexãodoscompósitos.
25
PP
CB5%
CB10%
CB20%
CB30%
Resistência à Flexão (MPa)
Módulo de Elasticidade (MPa)
50,9 ± 0,4
60,6 ±1,1
57,1 ± 1,5
55,4 ± 2,5
53,7 ± 5,1
1069 ± 35,0
1480,0 ± 71,6
1532,0 ± 85,1
1703,0 ± 158,3
1821,0 ± 299,7
Analisando-se as propriedades mecânicasemflexãodoPPpurofoiobservadovalor
inferior quando comparado aos compósitos.
Ao se inserir fibras na matriz houve um aumento na resistência e no módulo, atingindo
até 70% de aumento (CB30%) quando comparado ao PP puro.
A inserção de fibras na matriz mostrou
queoscompósitosficarammaisrígidos,deixando evidente que o tratamento realizado nas
fibras influenciou nas propriedades mecânicas. A Figura 7 evidencia a rigidez em função
dos materiais.
Figura7.Módulodeelasticidadeemflexãodosmateriais.
Dessa forma, foi observado que o tratamento dado às fibras foi adequado e causou
uma melhora nas propriedades mecânicas.
Os dados da Tabela 3 evidenciam os testes de intemperismo realizado no polímero PP.
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Propriedades
Amostras
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Tabela2.Valoresdolimitederesistênciaàflexão
26
Tabela 3. Resultados obtidos do teste de intemperismo do PP puro.
Analisando-se os resultados notou-se que em 75 dias não foi possível observar perda de massa,
houve um leve ganho de massa devido à absorção de água. As Tabelas 4 a 7 mostram resultados
obtidos dos testes de intemperismo realizado nos compósitos.
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Tabela 4. Resultados obtidos do teste de intemperismo dos compósitos CB5%.
Tabela 5. Resultados obtidos do teste de intemperismo dos compósitos CB10%.
Tabela 6. Resultados obtidos do teste de intemperismo dos compósitos CB20%.
27
4. Conclusões
Com a análise dos resultados obtidos
neste trabalho foi possível avaliar o efeito do
tratamentoquímicodemercerizaçãonasfibras
de bagaço de cana sobre as propriedades dos
compósitos, bem como seu estudo quanto ao
envelhecimento ambiental. Quanto à caracterização das fibras foi possível chegar às seguintes conclusões:
• o tratamento químico provocou alteração
na coloração, na composição química e na
estabilidadetérmicadasfibras,removendo
impurezas e constituintes amorfos como
lignina e hemicelulose;
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Analisando-se os resultados foi observado que houve maior ganho de massa dos
compósitos quando comparado aos PP puro.
Isso ocorre devido à inserção de fibras, pois
os materiais lignocelulósicos mudam as suas
dimensões quando absorvem umidade, porque
a parede celular destes materiais possui grupos
hidroxila que interagem com água por meio de
ligações de hidrogênio.
Noentanto,aquantidadedefibrainseridanamatriznãoinfluenciounaabsorção,pois
esperava-se que quanto maior a inserção de
fibrasmaiorseriaoganhodemassa.Também
não foi notado modificação na cor dos compósitos. Desta forma, fica evidente que seria
necessário um maior tempo de análise para
observar alterações na cor e no peso.
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Tabela 7. Resultados obtidos do teste de intemperismo dos compósitos CB30%.
28
• os resultados de FTIR apresentam diferençassignificativasentreasfibrasinnaturae
mercerizadas;
• os resultados de Difratometria de Raios X não
apresentaramdiferençassignificativas;
• os resultados de Microscopia Eletrônica de
Varredura evidenciaram diferenças significas
quantoàmorfologiadasfibrasapósotratamento.
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Quanto à caracterização e obtenção dos
compósitos as principais conclusões foram:
• o processo de obtenção utilizado na fabricação dos compósitos foi adequado;
• o uso da moldagem por injeção foi interessante, pois tornou o processo rápido e reprodutível fazendo com que seja perfeitamente viável o uso deste material em escala industrial;
• comaadiçãodefibrasnaturaisnoPPobtevese um material com até 30% menos polímero
e com propriedades mecânicas viáveis para determinadas aplicações do PP;
• aadiçãode30%fibrasdebagaçodecana
mercerizadas na matriz PP proporcionou o
maioraumentorigideznoensaiodeflexão
quando comparado ao PP puro;
• o teste do intemperismo revelou um leve ganhodemassaapós75dias,masficouclaro
queainserçãodefibrasapresentamaiorganho de massa quando comparado ao PP puro.
Destaforma,ficaevidentequeotratamentorealizadonasuperfíciedasfibrasfoieficaze
euoteordefibrasinseridosnamatrizPPalterara
significativamenteaspropriedadesmecânicas.
5. Referências Bibliográficas
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29
Efeito do duplo envelhecimento nas propriedades da liga Ti-10Mo-20Nb
Effect of double aging in the Properties of Ti-10Mo-20Nb Alloy
Ligas de Titânio
Propriedades
Duplo envelhecimento
Resumo:
Ligas de Ti do tipo b metaestável tem sido muito estudadas para aplicação em dispositivos biomédicos por apresentarem um excelente balanço
de propriedades em relação às outras ligas de Ti. Para um material ser
utilizado como implante ortopédico é necessário um balanço entre alta
resistência e baixo módulo de elasticidade, porém estudos mostram que
não é trivial obter simultaneamente baixo módulo de elasticidade e alta
resistência nas ligas de Ti. Várias microestruturas podem ser obtidas por
diferentes tratamentos de envelhecimento os quais influenciam várias
propriedades das ligas e, portanto um satisfatório tratamento de envelhecimento poderá resultar num melhor balanço entre baixo módulo de
elasticidade e alta resistência. Há vários tratamentos de envelhecimento
que podem ser realizados em uma liga β metaestável. Um destes é o
duplo envelhecimento. Realiza-se um envelhecimento em uma temperaturaemtornode250ºCquefavoreçaaprecipitaçãodafaseω(isotérmica) e um subsequente envelhecimento numa temperatura maior para
aprecipitaçãodefaseα.Ofocodesteenvelhecimentoéobterumaprecipitaçãodefaseαmaisfinaeuniforme.Destaforma,oobjetivodeste
trabalho foi estudar o efeito do duplo envelhecimento nas propriedades
da liga Ti-10Mo-20Nb. A liga foi processada termomecanicamente e
passou por um duplo envelhecimento que consistiu primeiramente num
envelhecimento na temperatura de 300ºC por 10 min, 45 min e 3 h e
um subsequente envelhecimento na temperatura de 500 ºC por 24 h.
Como resultado foi observado que no envelhecimento de 300°C/10min500°C/ 24h, houve um decréscimo da dureza e do módulo de elasticidadequesugerequeapequenaprecipitaçãodafaseωnoprévioenvelhecimentonãofoisuficienteparaqueafaseαnucleassedemaneirafinae
homogênea.
1
Centro Universitário de Volta Redonda – UniFOA
2
Universidade Federal do Rio de Janeiro – COPPE/UFRJ - Rio de Janeiro
Cadernos UniFOA
Palavras-chave:
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
José Vicente de Paiva Panaíno 1
Jadir Lemos1
Raphael Alexander Ribeiro1
Emanuel Santos Jr2
Sinara Borborema Gabriel2
30
Abstract:
b metastableTi alloys have been widely studied for use in biomedical
devices because they have a advantages over other Ti alloys. Materials
to be used as orthopedic implants require a balance of high strength and
low modulus. Studies have shown that it is not trivial to achieve both
low modulus and high strength in Ti alloys. Several microstructures
maybeobtainedbyvariousagingtreatmentswhichinfluencevarious
properties of the alloys, and therefore a satisfactory treatment of
aging may result in a better balance between low modulus and high
strength. There are several aging treatments that may be performed in
ametastableβalloy.Oneofthemisthedoubleaging,whichconsists
of two processes. Aging is carried out at a temperature around 250°C,
whichfavorstheprecipitationofωphase(isothermal)andasubsequent
agingatahighertemperaturefortheprecipitationofαphase.Thefocus
ofthisagingprocessistoobtainaprecipitationofαphasemorethin
and uniform. Of this form, the objective of this study was to study the
effect of double aging on the properties of the Ti-10Nb-20Mo alloy.
This was thermomechanically processed and passed through a double
agingconsistingfirstagingatatemperatureof300°Cfor10min,45min
and 3 hours and a subsequent aging at a temperature of 500°C for 24 h.
As a result it was observed that aging at temperature of 300°C for 10
min and a subsequent aging at a temperature of 500°C for 24 h, carried
adecreaseinhardnessandelasticmodulussuggestingthatthelowω
phase precipitation (previous aging) was not enough for the α phase
nucleation so thin and homogeneous.
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Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
1. Introdução
Titânio (Ti) e suas ligas são amplamente
usadas como implantes ortopédicos por apresentarem boa resistência à corrosão, biocompatibilidade, maior resistência e menor módulo de elasticidade que outros biomateriais
metálicos tais como aço inoxidável e ligas a
base de Co-Cr (Zhou 2008). A liga de Ti mais
utilizada em aplicações ortopédicas é a Ti6Al-4V. Embora esta liga apresente um menor módulo de elasticidade quando comparada
com o aço inoxidável e as ligas de Co-Cr, esse
valor (110 - 120 GPa) é alto comparado ao do
tecido ósseo (~10 - 40 GPa). A diferença entre o módulo do metal e do tecido ósseo pode
resultar em reabsorção óssea e eventual falha
do implante (Ando et al, 2008, Majumdar et
al., 2008). Além disso, estudos desta particular liga têm mostrado que a liberação de pequenas quantidades dos elementos V e Al no
corpo humano podem induzir efeitos citotóxicos e desordens neurológicas, respectivamente (Cremasco et al, 2008; Raabe et al, 2007;
Vadiraj, 2007).
Consideráveis esforços têm sido feitos
para explorar novas ligas de Ti visando aplicações ortopédicas que reúna as seguintes pro-
keywords:
Ti alloys
Properties
Double Aging
priedades: baixo módulo de elasticidade, excelente resistência mecânica, boa resistência à
corrosão, fácil conformabilidade e ausência de
elementos tóxicos. Vários trabalhos na literatura vêm desenvolvendo ligas do tipo b compostas de elementos não tóxicos como Nb,
Ta, Mo, Zr e Sn (Matsumoto et al., 2008, Hon
et al., 2003, Zhou et al., 2005, Zhou, 2008)
Nessa classe, as ligas na condição b metaestável estão ganhando aceitação para aplicação
em dispositivos biomédicos por apresentarem
um balanço de vantagens em relação às outras
ligas de Ti, tais como alta relação resistência /
densidade, excelente resistência à fadiga e resistência à propagação de trinca e, além disso,
tendem a apresentar o menor módulo dentre
todos os tipos de ligas.
A superioridade das ligas de Ti-b (metaestável) é mais pronunciada na condição tratada e envelhecida, na qual o tamanho de grão
b, fração volumétrica, morfologia, tamanho e
espaçamento dos precipitados (Matsumoto et
al., 2007) controlam os níveis de resistência.
Já o módulo de elasticidade é uma medida de
rigidez do material determinado pelas forças
de ligação entre os átomos. Já que essas forças
não podem variar sem que ocorram mudanças básicas na natureza do material, o módulo
2. Procedimento Experimental
A liga Ti-10Mo-20Nb foi forjada a frio
até 80% de redução em área, respectivamente.
Em seguida passou por um duplo envelhecimento que consistiu em dois processos.
Realizou-se um envelhecimento na temperatura de 300 °C por 10 min, 45 min e 3h (Mansur
3. Resultados e Discussão
A Figura 1 mostra o padrão de DRX da
liga Ti-10Mo-20Nb após duplo envelhecimentoa300°C/3h-500°C/24h.Verificou-sea
presençadereflexõesdafaseαnamatrizβ.O
31
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
etal.,2012)paraaprecipitaçãodafaseω(isotérmica) e um subseqüente envelhecimento na
temperatura de 500 °C por 24 h para a precipitaçãodefaseαdeacordocomestudosrealizados por Gabriel (2008).
As análises de fases da liga nas diferentes condições na forma polida foram realizadas
por difração de raios-X (DRX) usando uma
Shimadzu modelo DRX 6000 nas seguintes
condições: radiação CuKa (l = 1,5418 Å) com
monocromador de grafite, tensão de 40 kV,
corrente de 30 mA, varredura (2q) de 30 a 90
graus, passo angular de 0,05 º e tempo de contagemde5sporponto.Asfasesforamidentificadas através da comparação com difratograma
simulado. As simulações foram realizadas através do programa Powdercell (Kraus & Nolze,
1996) inserindodadosdasfasesβeα(Villars&
Calvert, 1991), como grupo espacial, parâmetros de rede e posições atômicas.
Para as análises utilizando microscopia
eletrônica de varredura (MEV), as amostras
foram embutidas à frio em resina e lixadas
utilizando-se lixas de carbeto de silício na seqüência de 180 a 2400. Após o lixamento, estas passaram por um polimento com alumina
(1μm). Na segunda etapa do polimento utilizou-se uma suspensão de polimento composta
por 260 ml de OP-S, 40 ml de H2O2, 1 ml de
HNO3 e 0,5 ml de HF. O pano de polimento
foi o OP-CHEM (Struers). Em seguida passaram por um ataque químico para revelar a microestrutura, utilizando-se uma solução Kroll
(6 ml de HNO3, 3 ml de HF e 100 ml de H2O).
A microdureza da liga nas diferentes condições (polidas) foi medida utilizando um equipamento Micromet 2004, Buehler, com uma
carga de 200 gf durante 30 s. Os valores de microdureza representam a média de 10 medidas.
O valor do módulo de elasticidade da
liga foi obtido usando a técnica de indentação instrumentada usando um nanoindentador
MTS. Cada valor do módulo representa a média de 27 medidas.
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de elasticidade pode ser afetado pela adição
de elementos de liga, tratamentos térmicos
e mecânicos (Zhou, 2008). Em um material,
diferentes fases têm diferentes valores de
módulo de elasticidade e, portanto o módulo de elasticidade de uma liga multifásica é
principalmente determinado pelo módulo de
elasticidade de cada fase (varia com a composição química) e suas frações volumétricas. (Majumdar et al., 2008, Zhou, 2008).
Várias microestruturas podem ser obtidas por
diferentes tratamentos de envelhecimento os
quaisinfluenciamváriaspropriedadesdasligas e, portanto um satisfatório tratamento de
envelhecimento poderá resultar num melhor
balanço entre baixo módulo de elasticidade e
alta resistência (Zhou et al., 2004).
Há vários tratamentos de envelhecimento que podem ser realizados em uma liga β
metaestável. Há o envelhecimento direto onde
o material é envelhecido diretamente sem um
tratamento de solubilização. Normalmente é
feitoapósdeformaçãoplásticaAfaseβpode
sedecomporemumafaseαmaishomogênea,
cuja homogeneidade e tamanho dos precipitados dependem da quantidade de trabalho a frio,
química da liga, temperatura e tempo. Além
disso, tem-se o chamado duplo envelhecimento que consiste em dois processos. Realiza-se
um envelhecimento em uma temperatura em
torno de 250 ºC que favoreça a precipitação
da fase ω (isotérmica) e um subsequente envelhecimento numa temperatura maior para a
precipitaçãodefaseα.Normalmenteestetipo
de envelhecimento é feito em sistemas onde a
faseωprecipitanaformadepartículaselipsoidais. O foco deste envelhecimento é obter uma
precipitaçãodefaseαmaisfinaeuniforme.
Deste modo, o objetivo deste trabalho
foiestudaroefeitodafaseωnaprecipitação
da fase α durante o envelhecimento nas propriedades da liga Ti-10Mo-20Nb.
32
mesmo foi observado para as outras condições
de envelhecimento. Além disso, não foi observadovariaçãodafraçãovolumétricadafaseα
nas diferentes condições.
Módulo
(GPa)
Condição
(envelhecimento)
Microdureza
(HV)
300°C/10 min500°C/24h
310,1
± 8,2
322,1
± 4,5
100,5
± 1,7
117,5
± 1,8
327,4 ± 8,9
118,6 ±1,9
300°C/3h500°C/24h
300°C/3h500°C/24h
Tabela 1- Dureza da liga Ti-10-Mo-20Nb em diferentes
condições de envelhecimento.
Figura 1 – Difratograma da liga Ti-10Mo-20Nb após duplo
envelhecimento a 300°C/3h - 500°C/24h.
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Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
A Figura 2 mostra a imagem obtida por
MEV da liga Ti-10Mo-20Nb após duplo envelhecimento a 300°C/3h - 500°C/24h. Não foi
possívelvisualizarapresençadafaseα(detectadaporDRX)namicrografiadaligadevidoao
pequeno tamanho dos precipitados. Sugere-se
que a precipitação desta tenha ocorrido de formafinaehomogênea.Omesmofoiobservado
para as outras condições de envelhecimento.
De acordo com os resultados obtidos
e com os estudos realizados por Mansur et
al. (2012) que mostraram que o aumento do
tempo de envelhecimento a 300°C acarretou
noaumentodafraçãovolumétricadafaseω,
pode-se concluir que a variação da fração volumétrica da fase ω (envelhecimento prévio)
não acarretou numa variação da dureza e do
módulo de elasticidade (após o duplo envelhecimento) nas condições de 300°C/45 min- 500
°C/ 24h e 300°C/3 h- 500 °C/ 24h, porém no
envelhecimento de 300°C/10 min- 500 °C/
24h, houve um decréscimo da dureza e do
módulo de elasticidade que pode ter sido acarretadopelocoalescimentodosprecipitadosα
, que está de acordo com o valor encontrado
para a liga na condição envelhecida diretamente a 500 °C/ 24h (Gabriel, 2008). Isto sugerequeapequenaprecipitaçãodafaseωno
prévioenvelhecimento(10min)nãofoisuficienteparaqueafaseαnucleassedemaneira
finaehomogênea.
4. Conclusão
Figura2–MicrografiaobtidaporMEVdaligaTi-10Mo-20Nb
após duplo envelhecimento a 300°C/3h - 500°C/24h
Os valores médios (com os desvios-padrão da dureza e do módulo de elasticidade
para a liga Ti-10Mo-20Nb na condição forjada, pré-envelhecida após forjamento na temperatura de 300°C por 10 min, 45 min e 3 h seguido de resfriamento em água e envelhecimento
a 500°C por 24h são mostrados na Tabela 1.
Observou-se que não houve uma variação significativa na dureza e no módulo de elasticidade da liga no envelhecimento de 300°C/45
min- 500°C/24h e 300°C/3 h- 500°C/24h.
De acordo com os resultados obtidos
foi observado que o duplo envelhecimento
(precipitação da fase α) não acarretou numa
variação da dureza e do módulo de elasticidade (após o duplo envelhecimento) nas condições de 300°C/45min- 500°C/24h e 300°C/3
h- 500°C/24h, porém no envelhecimento de
300°C/10min- 500°C/24h, houve um decréscimo da dureza e do módulo de elasticidade.
Isto sugere que a pequena precipitação da fase
ωnoprévioenvelhecimento(10min)nãofoi
suficienteparaqueafaseαnucleassedemaneirafinaehomogênea.
6. Referências
MATSUMOTO, H., CHIBA, A., HANADA,
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propertiesincoldrolledα’martensiteTi-V-Sn
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ANDO,
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and Engineering A, Microstructure and
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titanium alloy, v. 486 p. 228-234, 2008.
RAABE, D., SANDER, B., FRIÁK, M., et al.,
Theory-guidedbotton-updesignofβ-titanium
alloysasbiomaterialsbasedonfirstprinciples
calculations: Theory and experiments Acta
Materialia, v. 55, p. 4475-4487, 2007.
CREMASCO, A., OSÓRIO, W. H., FREIRE,
C. M. A., et al., Electrochemical corrosion
behavior of a Ti-35Nb alloy for medical
prostheses, Electrochimica Acta, v. 53, p.
4867-4874, 2008.
VADIRAJ, A., KAMARAJ, M., Effect of
surface treatments on fretting fatigue damage
of biomedical titanium alloys, Tribology
International, v. 40, p. 82-88, 2007.
GABRIEL, S. B., 2008, “Processamento
e caracterização de ligas Ti-Mo-Nb para
aplicações biomédicas”, Tese de D.Sc.,
COPPE/UFRJ, Rio de Janeiro.
HON, Y. H., WANG, J. Y., PAN, Y. N.,
Composition/Phase Structure and Properties
of
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KRAUS W. and NOLZE , G. J. Appl. Cryst.,
v..29, p 301-303, 1996.
MAJUMDAR,
P.,
SINGH,
S.
B.,
CHAKRABORTY, M., Elastic modulus
of biomedical titanium alloys by nanoindentation and ultrasonic techniques – A
comparative study , Materials Science and
Engineering A, v. 489, p. 419-425, 2008.
MANSUR, L. S., TORRES, J., DE
ALMEIDA, L. H., NUNES, CARLOS
ANGELO, SANTOS I. D., GABRIEL, S. B.
Influência da fase ω na dureza das ligas Ti10Mo-20Nb E Ti-12Mo-13Nb, Cadernos
UniFOA, (Impresso), v. 20, pp. 27-32.
33
VILLARS, P.; CALVERT, L.D. Pearson’s
Handbook of Crystallographic Data
for Intermetallic phases, 2º ed., ASM
International, Materials Park, four vol, 1991.
ZHOU, Y. L., NIINOMI, M., Microstructures
and mechanical properties of Ti-50mass%Ta
alloy for biomedical applications, Journal of
Alloys and Compounds, v. 466 , p. 535-542,
2008.
ZHOU, Y. L., NIINOMI, M., AKAHORI,
T., Decomposition of martensite a’’ during
aging treatments and resulting mechanical
properties of Ti-Ta alloys, Materials Science
and Engineering A, v. 384 p. 92-101, 2004.
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
Os autores agradecem ao Departamento
de Engenharia de Materiais da Escola
de Engenharia de Lorena (EEL/USP), a
Universidade Federal do Rio de Janeiro, ao
Núcleo de Pesquisa do UniFOA, a FAPERJ e
ao CNPq pelo desenvolvimento deste trabalho.
MATSUMOTO,
H.,
WATANABE,
S., HANADA, S., Microstructures and
mechanicalpropertiesofmetastableβTiNbSn
alloys cold rolled and heat treated, Journal of
Alloys Compounds, v.439, p. 146-155, 2007.
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5. Agradecimentos
35
Implementação passo a passo dos critérios de falhas em flexão em compósitos
PPS/Fibras de Carbono através do Programa ANSYS
Implementation of the Criteria for failure in bending PPS Composites/Carbon
Fiber by ANSYS Program
Compósitos,
Critérios de Falhas,
Modelamento pelo
ANSYS.
Resumo:
O constante desenvolvimento dos materiais aliado à necessidade de se
obter componentes estruturais de alto desempenho como materiais alternativos na indústria aeronáutica, bem como considerando a aplicabilidade atual dos compósitos estruturais, previsões de falha da estrutura
e análise das cargas máximas que as mesmas podem suportar se tornam
tópicosfundamentaisdepesquisascomafinalidadedegarantiadaconfiabilidadequantoaoempregodosmesmosemdiversasáreas.Considerando que o compósito termoplástico do tipo PPS/C - Poli (sulfeto
defenileno)reforçadocomfibrasdecarbonoestásurgindocomouma
alternativa a compósitos poliméricos termorrígidos e que ainda há escassez na literatura atual de dados relativos à previsão de falhas, este trabalho se detém na analise bidimensional do comportamento mecânico
docompósitoPPS/Csobcarregamentoestáticolinearemflexãodetrês
pontos e em tração. Foram analisados através deste trabalho os critérios
de falha de máxima tensão, critérios polinomiais dos índices de força
e das relações inversas dos índices de força de Tsai-Wu, de Hill e de
Hoffman.Porfim,foramcomparadososresultadosobtidosatravésdo
modelo computacional com os resultados experimentais, com o objetivo
de analisar, avaliar e validar a simulação numérica como complementação dos ensaios experimentais.
Abstract:
The constant development of materials together with the need to achieve
high performance structural components such as alternative materials
in the aerospace industry as well as considering the applicability of
current composite structural predictions of failure of the structure and
analysis of the maximum loads that can withstand the same become
fundamental research topics in order to guarantee reliability in the
use of these in various areas. Whereas the thermoplastic composite
type PPS/C - Poly (phenylene sulfide) reinforced with carbon fibers is
emerging as an alternative to thermoset polymer composites and there
are still shortages in the current literature data on the prediction of
failure, this study holds in two-dimensional analysis of the mechanical
behavior of the composite PPS/C under static load linear threepoint bending and traction. Were analyzed through this study, the
failure criteria of maximum tension, polynomial criteria indices of
strength and inverse relationships of power indices Tsai-Wu, Hill and
Hoffman. Finally, we compared the results obtained from the computer
model with experimental results, in order to analyze, evaluate and
validate the numerical simulation as a complement of laboratory tests.
1
UniFOA – Centro Universitário de Volta Redonda
2
Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá - Unesp - Universidade Estadual Paulista
3
UERJ - Universidade do Estado do Rio de Janeiro
Keywords:
Composites,
Failure Criteria,
Modeling by ANSYS.
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Palavra-chave:
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
Eder José Siqueira1
Roberto de Oliveira Magnago1,3
Fernando de Azevedo Silva2
Edson Botelho Cochieri2
36
1. Introdução
Com o desenvolvimento da indústria
aeroespacial surgiram os compósitos de plásticoreforçadoscomfibrasdealtaresistência.
Devido a esse impulso, a variedade de materiais atualmente disponíveis para utilização
em engenharia é extraordinariamente grande,
atendendo aplicações específicas. Inseridos
nesse contexto, os materiais compósitos avançados representam um caso de particular relevância dentro dos materiais de engenharia não
convencionais, especialmente para aplicações
estruturais aeronáuticas.
Este trabalho se detém a avaliar e validar
alguns critérios de falhas contidos no aplicativo computacional ANSYS e implementar
através das tensões obtidas pela simulação numérica mais dois critérios de falhas que são
os critérios de Hill e de Hoffman para efeito
comparativo.
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Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
2. Critérios de falhas em materiais
compósitos ortotrópi-cos
Dentre os critérios de previsão inicial de
falhas analisados neste trabalho, destacam-se:
• Critério fenomenológico da Máxima
Tensão;
• Critério polinomial de Hill;
• Critério polinomial dos índices de forças
de Tsai-Wu;
• Critério polinomial das relações inversas
dos índices de forças de Tsai-Wu;
• Critério polinomial de Hoffman.
saios de ultra-som e microscopia óptica, com
aprincipalfinalidadedegarantiraqualidade
das mesmas na realização dos ensaios experimentais.
4. Ensaios Mecânicos
Para o desenvolvimento deste trabalho, ensaiosdetração,cisalhamentoIosipescueflexão
em três pontos foram realizados com base nas normas ASTM-D3039/D3039 M-00, ASTM-D5379
e DIN-EN-2562, respectivamente.
5. Implementação dos modelos
numéricos em elementos finitos
com ANSYS
A simulação numérica foi pré-processada, processada e pós-processada pelo aplicativo computacional ANSYS, sendo que os
dados experimentais foram tomados como
referência para avaliar as tensões de resistência do material PPS/C em flexão e tração na
simulação numérica, com o principal objetivo
de validar a sua utilização na análise de falha
de materiais compósitos.
O procedimento passo a passo para realizaçãodasimulaçãonuméricaemflexãode
três pontos é destacado a seguir:
Primeiramentedefine-seotítulodaanálise com os seguintes passos:
Utility Menu → File → Change Title
→Ok, conforme apresentado na Figura 1.
3. Materiais e Métodos
Figura 1 – Barra do menu utilidades.
Neste trabalho foi estudado um compósito estrutural polimérico com matriz termoplástica PPS - Poli(Sulfeto de Fenileno)
reforçado com tecidos de fibras de carbono
(configuração5HS–“satin weave”), fornecido pela empresa holandesa Ten Cate Advanced
Composites.Oconteúdovolumétricodefibras
foi de 60% avaliado pelo método de digestão
ácida, (DE FARIA, 2008). Os laminados estudadosapresentamconfiguração[0º/90º]3s, e
conseqüentemente, apresentam uma espessura
nominal de 1,86 mm. As amostras deste laminado foram devidamente analisadas por en-
Após esta etapa inicia-se a construção
geométrica do laminado, definindo inicialmente os pontos chaves:
Preprocessor → Modeling → Create
→ Keypoints → In Active CS →Ok, conforme apresentado na Figura 2.
Figura 2 – Criação dos pontos chaves que delimitam
geometricamente o laminado.
Criando os pontos chaves que delimitam geometricamente o laminado, o aplicativo
computacional gera os pontos de contorno do
laminado, conforme demonstrado através na
Figura 3.
Passando o laminado a obter a forma
plana, conforme apresentado na Figura 7.
37
Figura 7 – Criação das áreas do laminado compósito.
Figura 3 – Criação dos pontos chaves que delimitam a geometria
do laminado compósito em estudo.
Logo após esta etapa, criam-se as linhas
entreospontoschavescomafinalidadededelimitar geometricamente o corpo em análise,
seguindo os seguintes passos: Preprocessor
→ Modeling → Create → Lines → Lines →
Strainght Line →Ok, conforme representado na Figura 4.
Após a criação das áreas faz-se necessário efetuar a colagem das mesmas, utilizando o comando: Preprocessor → Operate →
Booleans → Glue → Áreas → Ok, conforme
representado pela Figura 8.
Geometricamente o laminado se apresenta,
conforme representado na Figura 5 a seguir.
Figura 5 – Criação de linhas de ligação entre os pontos chaves
para delimitação geométrica do laminado compósito.
Define-se a seguir as áreas entre as linhas, considerando que o estudo foi realizado
no estado plano de tensão (EPT) basta criar
geometricamente um elemento de área para
realizar o estudo, ou seja: Preprocessor →
Create → Áreas → Arbitrary → By Lines
→Ok, conforme apresentado pela Figura 6.
Figura 6 – Criação das áreas para formação do laminado plano.
Figura9-Definiçãodotipodeelemento.
Define-seapartirdaíalgunsdetalhesdo
elemento adotado, que no caso deste trabalho
foi indicado, por exemplo: o número máximo de lâminas contidas no laminado (seis
lâminas), a alteração da constante K5 que
defineastensõesedeformaçõesnolaminado
e a alteração da constante K8 que indicava
aonde o carregamento será efetuado no
laminado, ou seja: Preprocessor → Element
Type → Options → Shell99 element type
options → Ok → Close, conforme apresentado na Figura 10.
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Figura 4 – Criação das linhas interligando os pontos chaves.
Define-se a seguir, o tipo de elemento
adequado ao estudo, que no caso deste trabalho, o elemento adotado foi o elemento Shell99
por ser um elemento ortotrópico e linear em
função da análise proposta. O processo para
a escolha do elemento foi: Preprocessor →
Element Types → Add/Edit/Delete → Add
→ Library of Element Types → Shell →
Linear-Layer 99 → Ok, conforme representado pela Figura 9.
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Figura 8 – Colagem das áreas.
Material Models → Structural → Linear
→ Elastic → Ortotropic → Close, conforme
representado pelas Figuras 15 e 16.
38
Figura 10 – Dados opcionais do elemento em estudo.
Após a escolha do tipo de elemento, se
insereasconstantesreaisquedefinem:asimetriadolaminado,asdisposiçõesdasfibrasno
laminado em termos de ângulos e a espessura
de cada lâmina, sendo que o processo segue
os seguintes passos: Preprocessor → Real
Constants → Add/Edit/Delete → Add →
Element Type for Real Constants → Ok;
Real Constants Set Number 1 for Shell99
→ Ok → Close, conforme apresentado nas
Figuras 11 a 14.
Figura15–Definiçãodotipodematerialparaanálise.
Figura 16 – Introdução das constantes de engenharia do material.
A seguir são introduzidas as tensões de
resistência do material para as análises dos critérios de falhas Xt , Xe , Yt , Ye e S , para o EPT,
seguindo os seguintes passos: Preprocessor
→ Material Props → Failure Criteria →
Add/Edit → Ok, conforme representadas pelas Figuras 17 e 18.
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Figura11–Definiçãodasconstantesreais.
Figura 17 – Escolha do material a ser adicionado o critério de falha.
Figura12–Definiçãodaconstanterealparaomaterialem
análise.
Figura 13 – Indicação da quantidade de lâminas e simetrias do
laminado.
Figura14–Definiçãodomaterial,ângulodasfibraseespessura
das lâminas.
Aseguirdefine-seotipodematerialseguindo os passos: Preprocessor → Material
Props → Material Models, sendo que neste
processo o ANSYS automaticamente solicita a introdução das constantes de engenharia Ex , Ey , vxy , e Gxy relativas ao material em
estudo e a partir daí define-se a análise do
estudo, que para este trabalho foi definida
como: Preprocessor → Material Props →
Figura 18 – Introdução com as tensões de resistência à tração,
compressão e ao cisalhamento do compósito.
Define-se a seguir a malha do elemento, sendo que para este trabalho, foi definida
manualmente e adotado uma malha quadrada
de 1 mm de dimensões. Para tanto foi seguido os passos: Preprocessor → Meshing →
Size Controls → Manual Size → Áreas →
All Áreas → Ok, conforme apresentado na
Figura 19.
Figura 19 – Indicação das dimensões do elemento a ser
discretizado.
E Preprocessor → Meshing → Mesh
→ Áreas Free → Pick all, conforme apresentado na Figura 20.
39
Figura 23 – Comando para restringir o movimento.
Figura 20 – Indicação das áreas a serem discretizadas.
Partindo para a fase de solução do problema em estudo, o tipo de análise do problema
édefinido,queparaestetrabalhofoiadotada
uma análise estática. Os passos são: Processor
→ Analysis Type → New Analysis → Static
→ Ok, conforme representado na Figura 22.
Para a inclusão do valor do carregamento no centro do laminado, a força média
de ruptura obtida na fase dos ensaios experimentais foi transformada em uma tensão e
aplicada conforme ensaio realizado, em uma
área de 10 mm2 do centro do laminado e para
tanto foi adotado o seguinte passo na simulação: Processor → Define Loads → Apply →
Structural → Pressure → On Áreas → Ok,
conforme apresentado nas Figuras 25 e 26.
Figura 25 – Comando para aplicar tensão (pressão).
Figura22–Definiçãodotipodeanáliseparacarregamento.
Nesta etapa se define a restrição do movimento e o tipo de carregamento, sendo que
para a restrição do movimento foi restringido o
movimento de deslocamento do laminado nos
apoios em direção ao eixo Y, seguindo o passo: Processor → Define Loads → Apply →
Structural → Displecement → On lines →
Ok, conforme apresentado na Figura 23 e 24.
Figura 26 – Implementação do carregamento (tensão) no
laminado.
Após esta etapa o aplicativo computacional gera a figura com restrição no movimento e indicação do carregamento, conforme
demonstrado pela Figura 27.
Figura 27 – Restrição do movimento e carregamento do
laminado.
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Figura21–Discretizaçãodolaminadoemflexãodetrêspontos.
Figura 24 – Caixa comando para indicação da restrição do
movimento.
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Para o ensaio de flexão em três pontos
o laminado ficou discretizado conforme demonstrado na Figura 21.
40
Após a inclusão da tensão, deve ser requerido ao aplicativo computacional a apresentação da solução do problema, seguindo
o passo: Processor → Solution → Solver →
Current LS → Ok → Close, conforme representado na Figura 28.
Figura 28 – Solver do aplicativo computacional ANSYS.
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A partir desta etapa passamos ao Pósprocessador, onde as soluções do problema
são plotadas, sendo que para obter tais recursos
devem-se seguir os seguintes passos: General
Postproc → Plot results → Contour Plot →
Nodal Solution, conforme representado na
Figura 29. Através deste comando pode-se optarpelarepresentaçãográficadastensões,deformações, deslocamentos e critérios de falhas
em relação aos nós do elemento.
Figura29–Comandorelativoasobtençãográficadassoluçõesnodais.
Pelo comando General Postproc →
List Results → Nodal Solution, conforme
apresentado na Figura 30, pode-se obter a listagem dos dados que representam os valores
calculados relativos às reações do laminado
em relação ao carregamento informado. Esta
listagem representa as tensões nodais, deformações nodais, deslocamentos nodais e índices de falhas, sendo que no caso do aplicativo
ANSYS para este trabalho foi analisado os critérios de falhas de máxima tensão, índices de
forças de Tsai-Wu e das relações inversas dos
índices de força de Tsai-Wu.
Figura 30 – Comando para obter a listagem de valores relativos à
solução do problema.
6. Conclusões
Concluiu-se com este trabalho que o
emprego da simulação numérica no ANSYS é
válido, pois apresentou resultados numéricos
aproximados dos resultados experimentais, e
considerando também que com tais análises
o projetista pode com garantia e segurança
avaliar as respostas dos materiais compósitos
estruturais sob carregamento estático linear
no que diz respeito à previsão inicial de falha,
dentro de uma análise que envolve os principais critérios de previsão inicial de falha, que
são os critérios de máxima tensão, de índices
de forças de Tsai-Wu e das relações inversas
dos índices de forças de Tsai-Wu, critérios
estes amplamente indicados pelas literaturas afins. O emprego da simulação numérica
além de proporcionar a garantia e segurança
dos resultados, possibilita a realização de uma
análise ágil e menos dispendiosa, sem a necessidade de envolvimento de mão de obra qualificadaparapreparoeexecuçãodasamostras
e da análise experimental, como também sem
a necessidade da aquisição de material para
este fim, de posse somente das propriedades
elásticas do compósito e suas resistências à
ruptura fornecidas pela literatura. A simulação
numérica, pode ser empregada para efeito de
redução de custo e otimização no projeto de
determinada estrutura.
7. Referencial Bibliográfico
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Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
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sciencedirect.com. Elsevier ScienceDirect
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p. 305-310, 2003.
Cadernos UniFOA
DE FARIA, M. C. M. Avaliação do Efeito
Higrotérmico nas Propriedades Mecânicas
de Compósitos PPS/Fibras Contínuas.
Dissertação de Mestrado em Engenharia
Mecânica. UNESP – Universidade Paulista,
Guaratinguetá/SP, 2008.
43
Influência na polimerização de aglomerante para as indústrias metalúrgicas da
produção de alumínio
Influences the polymerization of the binder for metallurgical industries of
aluminum production
Linowesley Teixeira Valentim1
Rosinei Batista Ribeiro 2
Bianca Siqueira Martins Domingos3
Alcatrão
Piche
Ponto de
amolecimento
Abstract:
The coal tar is composed of chemicals residues. Through the distillation
process is obtained pitch electrolyte, it is used to manufacture anode
electrodes of the coke particles and their production must meet strict
specifications for the manufacturing of aluminum, which is produced
by electrolytic reduction of alumina. We analyzed several samples of
tar, the unpolymerized and the collected after the polymerization (the
polymerized). to find out the influence of polymerization in the softening
point. Analysis of the processed samples show an increase of the property
of softening point of up to 83.7% gain in the process
1
Discente do Mestrado em Materiais - UniFOA
2
DocentedoMestradoProfissionalemMateriais/MEMAT–UniFOA
3
Bolsista categoria ATNM – CNPq - FATEC
Keywords:
Polymerization
Tar
Pitch
Softening Point
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Polimerização
Resumo:
O alcatrão do carvão mineral é constituído de resíduos de substâncias
químicas, através do processo de destilação é obtido o piche eletrolítico,
o mesmo é utilizado para a fabricação de eletrodos anodo das partículas
decoque,suaproduçãotemqueatenderespecificaçõesrígidasparaas
indústrias de alumínio, o qual é produzido através da redução eletrolítica da alumina. Foram analisadas diversas amostras de piche, os não
polimerizados e os coletados após o processo de polimerização (os polimerizados),paradescobrirainfluênciadapolimerizaçãonopontode
amolecimento. Análises das amostras processadas apontam um aumento
da propriedade do ponto de amolecimento de até 83,7% de ganho no
processo.
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Palavra chave:
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44
1. Introdução
O objetivo deste trabalho é a analise da
influênciadapolimerizaçãodeelementoaglomerante como processo regularizador de tal
propriedade para melhorar a qualidade do produto em questão.
De acordo com Albras e estudos de
VASSEM, o piche eletrolítico, obtido a partir
da destilação de alcatrão do carvão mineral,
é utilizado na fabricação de eletrodos anodos
como elemento aglomerante das partículas de
coque1, 2.
Oprodutotemqueatenderàespecificações rígidas para indústria de alumínio, pois
necessita de determinadas propriedades específicasparaoprocessoeletrolíticodaalumina1,2.
Conforme ABAL são necessários 117 g
de piche para produção de 1000 g de alumínio,
através da redução eletrolítica da alumina3.
Segundo (Callister, 2007) as ligas de
alumínio são utilizadas como matérias de engenharia para indústria de transporte, inclusive
aeronáuticos e aeroespaciais. Demonstrando
assim os diversos usos e a importância do material alumínio3, 4.
A refinaria de alcatrão é uma fábrica onde as frações de alcatrão são separadas
por meio de destilação fracionada, da mesma
formaemqueocorrenasrefinariasdepetróleo. As frações do alcatrão são partes de uma
mistura de substâncias e hidrocarbonetos com
pontos de ebulição muito próximos, obtido
pelo processo de fracionamento do alcatrão.
As principais frações do alcatrão, assim como
do petróleo, são hidrocarbonetos, parafínicos,
naftênicos, e aromáticos2,11.
Devido o carbono ser um elemento químico com a característica de formar cadeias
ligando-se entre si de diversas formas, os materiais carbonosos possuem uma característica
própria que pode dar origem a enorme quantidade de variação de substâncias, alterando sua
estrutura mediante certos processos, facilitando a fabricação de diversos materiais de interessestecnológicosecientíficos.5,6,12
Os polímeros adquirem determinadas
propriedades físicas relacionadas com suas estruturas moleculares, dependendo do nível ou
do tipo de polimerização os quais os monômeros foram submetidos.
As propriedades físicas dos polímeros
tais como maciez, resistência ao rasgo, ponto
de amolecimento (PA), entre outras se alteram
duranteamodificaçãodaestruturamolecular
na formação do polímero, ou seja, no processo
de formação das cadeias dentro de um reator
polimerizador.2,4,13
A força de interação entre as moléculas é
maior quanto maiores forem as moléculas, por
isso, de acordo com o tamanho das moléculas,
as propriedades dos polímeros tal como o ponto de amolecimento pode aumentar ou diminuir de acordo com o aumento ou diminuição
das cadeias carbônicas devido ao processo de
polimerização. 13
Existem várias substâncias caracterizadas como materiais carbonosos, entre estas estão o piche, os quais possuem ampla
aplicabilidade industrial, sendo aproveitados
como elementos aglomerantes, impregnantes
ou ligantes na produção de componentes sólidos com propriedades grafíticas e alto teor de
carbono. Existem muitas dúvidas em relação
à estrutura dos piches, apesar da sua antiga e
grandeutilização,taisquestõesrefletemodesenvolvimento de processos de preparação específicosquetornamaspropriedadesdopiche
adequadas a certos tipos de aplicação como
produtofinal.7,13
O resultado da pirólise de material orgânico é o piche, o qual também pode ser obtido
por meio da destilação do alcatrão. Tal solução constitui-se de uma mistura de numerosos e complexos hidrocarbonetos policíclicos
aromáticos e compostos heterocíclicos. O piche possui ponto de ebulição bem específico
e apresenta-se sólido a temperatura ambiente.
Apósafusão,opichesesolidificasemcristalização quando resfriado. 8,13.
Na produção de alumínio e na indústria
de grafite, tem-se usado o piche de alcatrão
como elemento aglomerante, ligante, para fabricação de eletrodos anodos 9.
A polimerização térmica é um dos estudos fundamentais dos compostos aromáticos
puros, onde o material aromático é reestruturado e convertido em componentes poliméricos e oligômeros. Alguns grupos constituintes
no anel aromático, assim como o hidrogênio
se perdem durante a polimerização. 2
A corrida de metal é a operação onde o
alumínio líquido decanta ao fundo do forno e
é drenado periodicamente 1, 3,10.
45
2. Materiais e Métodos
As análises do ponto de amolecimento das
amostras de piche foram realizadas por meio
de um analisador de ponto de amolecimento e
gotejamento da marca Mettler Toledo modelo
FP90 configurado para determinar o ponto de
amolecimento de materiais poliméricos.
As análises foram realizadas em vinte
amostras de piche, coletadas e analisadas em
uma quantidade de duas amostras por dia.
Foram utilizados em cada ensaio dois tipos de amostras, onde um tipo de modelo de
prova não era polimerizado, não foi processado no reator polimerizador, e o outro tipo de
amostra foi coletada após o processo.
Para as amostras não polimerizadas, coletadas antes do reator foi programada uma
taxa de variação de temperatura de 2ºC por
minuto em intervalo das temperaturas de 45ºC
até 100ºC, visando obter o momento exato do
amolecimento da solução não polimerizada.
Para as amostras polimerizadas, coletadas após a reação foi determinada a taxa de
variação de temperatura de 2ºC por minuto,
num intervalo entre as temperaturas de 100ºC
até 130ºC e o resultado foi o registro da temperatura em que ocorreu o amolecimento da
solução polimerizada.
A Microscopia Eletrônica de Varredura
foi realizada no Departamento de Engenharia
de Materiais - Escola de Engenharia de
Lorena, utilizando um microscópio tipo VP1450 – Leo, visando caracterizar a morfologia
do piche polimerizado e não polimerizado.
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
2Al2O3+3C→4Al+3CO2
Por isso, a propriedade do ponto de
amolecimento do piche, a qual é regularizada
no reator polimerizador por meio do nível de
polimerização, constituem-se de fundamental importância para a qualidade do elemento
aglomerante e dos eletrodos anodos como produtofinal10.
Portanto, o objetivo desse trabalho foi
analisar diversas soluções de piche não polimerizadasepolimerizadasverificandosuainfluêncianopontodeamolecimentoedeterminando a qualidade do elemento aglomerante,
via microscopia Eletrônica de Varredura.
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O processo conhecido como redução da
alumina é utilizado para a produção de alumínio primário e é um processo eletrolítico 1, 3,10.
Somente no Brasil são produzidos 1,5
milhões de toneladas por ano de alumínio enquanto a produção mundial gira em torno de
23,4 milhões por ano, sua utilização vai de produção de panela até a produção de aeronaves 1, 10.
O alumínio não é encontrado em seu estado puro, apesar de ser o 3º metal mais abundante na terra, pode ser encontrada na forma
de óxido de alumínio, que é uma cerâmica
chamada de alumina a qual é encontrada na
natureza misturada em minério chamado de
bauxita que contem 52% de alumina 1, 10.
Pelo processo Bayer é separado o óxido
de alumínio da bauxita e constitui o 1º passo
na produção de alumínio 1,3,10.
Na próxima etapa, chamada de produção
eletrolítica de alumínio, o mesmo é dissolvido
em criolita, fundida a cerca de 960º C, pois a
criolita permite a redução do ponto de ebulição da alumina pura que é de 2054º C para
960º C permitindo que a eletrólise aconteça
nessa temperatura mais baixa 3,10.
O forno de produção de alumínio também chamado de cuba eletrolítica possui consumo de energia bastante elevado entre 6 a 36
MWh por dia e por forno, utilizando uma corrente elétrica de 60 a 350 KA, equivalente ao
consumo de 700 a 4000 casas 10.
Há dois tipos de fornos para a produção
de alumínio: Soderberg e o anodo pré-cozido.
Na produção de anodo pré-cozido o piche é
utilizado como elemento aglomerante e sua
escolha se deve ao elevado índice de carbono
em sua estrutura polimérica 10.
Nas cubas eletrolíticas, uma alta corrente elétrica passa através do material fundido,
o qual ainda contém alumina e criolita. No
catodo a eletrólise reduz os íons de alumínio
em domínio metálico, o dióxido de carbono
em forma de gás é formado no eletrodo anodo
através da oxidação do carbono, como na reação química descrito a seguir:
Tabela 1 - Processo de Polimerização em
amostras não processadas e processadas
46
Par de
amostras
PA amostra
não
processada
(ºC)
PA amostra
processada
(ºC)
1º
68,5
111,8
2º
69,1
109,3
3º
70,3
110,1
4º
70,2
107,7
5º
68,5
111,0
6º
71,2
109,5
7º
72,3
108,4
8º
68,4
109,0
9º
59,7
108,9
10º
59,4
109,1
Figura 1 – Microscópio Eletrônica de Varredura - MEV
3. Resultados e Discussão
Os valores da temperatura referente ao
ponto de amolecimento (PA), obtidos por
meio experimental, a partir das amostras de
piche aglomerante, coletadas no processo de
polimerização, encontram-se na tabela 1.
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A Figura 2 apresenta resultados comparativos das análises da temperatura de amolecimento
em amostras não processadas e processadas no reator polimerizador.
Figura 2 – Comparação das temperaturas de amolecimento
Análise dos dados na Tabela 1 e comparados na Figura 2, mostram as diferenças dos valores do ponto de amolecimento, causados pela
reação de polimerização e reestruturação das mo-
léculas por meio da formação de cadeias carbônicas. Portanto, o aumento da temperatura referente
ao ponto de amolecimento, calculados com base
nas amostras, está descritas na Tabela 2.
Tabela 2 - Aumento de temperatura referente ao Ponto de Amolecimento
Par de amostras
Aumento da temperatura do PA (ºC)
1º
2º
3º
4º
5º
6º
7º
8º
9º
10º
43,3
40,2
39,8
37,5
42,5
38,3
36,1
40,6
49,2
49,7
47
Verifica-sequeemtodososparesdeamostrasocorreramumaumentonatemperaturadoponto
deamolecimento,devidoaocrescimentodasmoléculaseintensificaçãodaforçaintermolecular.O
aumento percentual da temperatura referente ao ponto de amolecimento, calculados com base nas
amostras, estão descritas na Tabela 3.
Tabela 3 – Cálculo do aumento percentual de temperatura em relação ao Ponto de Amolecimento.
Par de amostras
Percentual de aumento do PA(%)
1º
2º
3º
4º
5º
6º
7º
8º
9º
10º
63,2
58,2
56,6
53,4
62,0
53,8
49,9
59,4
82,4
83,7
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Figura 3 – Resultados dos cálculos do aumento da Temperatura de amolecimento
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A Figura 3 visualiza-se os resultados das análises da temperatura em relação ao calculo do
aumento do ponto de amolecimento.
48
A Figura 4 mostra os resultados das análises da temperatura, em relação ao calculo do percentual de aumento do ponto de amolecimento das amostras processadas.
Figura 4 – Percentual de aumento da temperatura de amolecimento
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Os resultados apontam o aumento percentual do ponto de amolecimento perfazendo a variação de
49,9% - 83,7%, devido ao nível de interação entre as cadeias carbônicas que ocorrem em diferentes níveis
de polimerização dos hidrocarbonetos primários, os quais compõem o piche de alcatrão da hulha.
a)
b)
Figura 5 (a) e (b) – Amostra de piche não polimerizada e polimerizada
Nas Figuras 5(a) e (b) apresentam a
Miscroscopia Eletrônica de Varredura utilizando o modo operacional tipo eletrons secundário para caracterizar a morfologia do piche não polimerizado e polimerizado. O piche
não polimerizado (como recebido) apresenta
uma microestrutura desordenada em forma de
veias, vales e poros rugosos. O material quando polimerizado a 360 ºC visualiza-se uma
superficielisaedebaixadensidadedeporos,
conforme a Figura 5(b).
4. Conclusão
Foram analisados os pontos de amolecimento em amostras não polimerizadas de
componente aglomerante para fabricação de
eletrodos anodos, usada na eletrólise da alumina para produção de alumínio, as quais os
resultados foram comparados com análise de
amostras que sofreram reação de polimerização,comoobjetivodeverificarainfluênciada
formação de cadeias carbônicas na temperatura de amolecimento da substância.
Constatou- se em todos os ensaios que
o ponto de amolecimento aumentou consideravelmente, provando que a polimerização do
picheéumprocessoeficazpararegularizara
propriedade da temperatura de amolecimento
doaglomerante,afimdeatenderasnecessidades próprias dos fabricantes de alumínio.
ALBRAS – Aluminio Brasileiro S.A. O
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49
Cadernos UniFOA
5. Referências Bibliográficas
51
Estudo da Sinterabilidade de cerâmicas dentárias de ZrO2(Y2O3)-Biovidro
usando dilatometria.
Investigation of the sinterability of ZrO2(Y2O3)-bioglass dental ceramics by
dilatometry
Dilatometria,
Comportamento de
sinterização,
Compósito ZrO2biovidro.
Resumo:
O objetivo deste trabalho é estudar por análise dilatométrica à sinterização por fase líquida da cerâmica ZrO2 utilizando biovidro como aditivo. Pós de ZrO2 estabilizados com Y2O3 foram misturados com 3%,
5% e 10% em peso de biovidro com a composição baseada no sistema
3CaOP2O5-MgO-SiO2. As amostras foram preparadas por prensagem
uniaxial a frio sob 80 MPa e a densidade relativa à verde foi determinada. O comportamento de sinterização nas diferentes temperaturas foi
estudado medindo a retração linear das amostras num dilatômetro. As
velocidades de aquecimento e resfriamento usados neste estudo foram
de 10ºC/min. A temperatura máxima de sinterização foi de 1300ºC com
um tempo de retenção isotérmica de 120min. Os resultados de retração
e das taxas de retração associadas a temperatura de sinterização ou de
tempo foram relacionados com a quantidade de biovidro na amostra. As
amostras sinterizadas foram caracterizados por sua densidade relativa e
pelaanálisedeDifracçãodeRaios-X.Asmicrografiasindicammicroestruturas semelhantes. Um aumento da quantidade de biovidro leva a
aumento da fase monoclínica de ZrO2. Os resultados da dilatometria indicam uma redução da temperatura quando o máximo de retração ocorre, em função do aumento da quantidade de biovidro. Além disso, o uso
da fase líquida reduz a temperatura máxima de sinterização de 1447ºC
para 1250ºC – 1280ºC.
1
Universidade de São Paulo - Escola de Engenharia de Lorena, USP - EEL
2
Universidade Federal de São João Del Rei, UERJ - FAT
3
4
Universidade do Estado do Rio de Janeiro, Faculdade de Tecnologia, UERJ
CentroUniversitáriodeVoltaRedonda,MestradoProfissionalemMateriais,UniFOA
Cadernos UniFOA
Palavra chave:
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
Luiz de Araujo Bicalho1
Claudinei dos Santos3,4
Miguel Ribeiro Justino Barboza1
Kurt Strecker2
Alexandre Fernandes Habibe3,4
Roberto de Oliveira Magnago3,4
52
Abstract:
The objective of this work is to study by dilatometry, the liquid phase
sintering of ZrO2 ceramics using bioglass as sintering additive. Y2O3stabilized ZrO2 powders were mixed with 3, 5 and 10 wt% of bioglass
with the composition based on 3CaOP2O5-MgO-SiO2 system. Specimens
were prepared by cold uniaxial pressing under 80MPa and the green
relative density was determined. The sintering behavior was studied by
measuring the linear shrinkage of samples in a dilatometer in relation
to the temperature. The heating and cooling rates used in this study
were 10ºC/min and the maximum sintering temperatures was 1300ºC
with a 120 min isothermal holding time. The results of the shrinkage and
shrinkage rates in regard of the sintering temperature and time were
related to the amount of bioglass added. The sintered samples were
characterized by X-ray diffraction analysis and their relative density.
SEM micrographs indicates similar microstructure, and an increase of
bioglass content leads to increasing of monoclinic ZrO2 phase content.
The dilatometry results indicate a reduction of the temperature where
a maximum shrinkage rate occurs, as function of bioglass increasing.
Furthermore, the use of liquid phase reduces the maximum sintering
temperature of 1447oC to 1250-1280oC.
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1. Introduction
The uses of dense ZrO2 based ceramics
is proposed in dentistry because of the excellent biocompatibility, high hardness and
wear resistance, besides their high mechanical
strength and fracture toughness [1].
Pure ZrO2 cannot be used manufacturing
parts without the addition of stabilizers, such as
Y2O3. Actually, yttria-stabilized ZrO2 ceramics
(Y-TZP) is frequently used as a substitute material for metals and alumina ceramic in structuralapplications,beingalsoinertbodyfluids,
besides its higher strength, fracture toughness
and lower elastic modulus [2-3]. The high fracture toughness of Y-TZP is due to the phase
transformation toughening mechanism produced by stress induced tetragonal to monoclinic
(t-m), designed martensitic phase transformation of the ZrO2 grains, accompanied by a volume increase of 3-6% [1,4].
The martensitic (t-m) transformation
causes compressive stresses ahead of the crack
tip,thusdifficultcrackpropagationandresulting in an increase of the fracture toughness.
These ZrO2 ceramics are produced by solid-state sintering at temperatures in the order of
1500ºC. Recently, the liquid-phase sintering
of ZrO2 ceramics has been investigated [5-7],
reducing the sintering temperatures to 1250ºC
Keywords:
Dilatometry,
Sintering behavior,
ZrO2-bioglass
composite.
- 1300ºC. The decrease of the mechanical
strength caused by the secondary intergranular glassy phase is partially compensated by
residual stresses generated between the ZrO2matrix and the intergranular phase. Thus,
lower sintering temperatures may be used to
densify ZrO2 ceramics maintaining satisfactory mechanical properties, with hardness of
900 to 1000HV, fracture toughness between
5 to 6 MPa.m1/2 and bending strength near to
400MPa [6].
In order to optimize the amount of bioglass added and the sintering conditions of
these materials, dilatometric studies can e
conducted. The instantaneous shrinkage must
be determined, and the shrinkage rates permits
the development of improved sintering cycles,
favoring the obtaining of refined microstructureandhighdensificationoftheseceramics.
This work investigates the liquid phase sintering of Y-TZP with additions of a bioglass by
dilatometric studies aiming the optimization
of the sintering parameters.
2. Experimental Procedure
As starting powders, yttria-stabilized
tetragonal, 3mol% ZrO2 -Y2O3 powder containing binder (ProtMat® Materiais Avançados
- Brazil), Ca(H2PO4)2 H2O and CaCO3,
(SYNTH®-Brazil), high purity SiO2 (99.9%)
(Fluka®-Germany), and MgO (VETEC®Brazil), have been used.
53
2.1. Bioglass Preparation
Powder mixtures of 3Y-TZP mixtures
containing 0, 3, 5 and 10wt% bioglass were
prepared by attrition milling of the ZrO2 and
bioglass powder for 2h at 1000rpm, using alcohol as vehicle. After milling the powder mixtures was dried in a rotary evaporator and in
a drying oven at 100ºC for 24h. After drying
the powder mixtures were deagglomerated by
sieving in a sequence of sieves with apertures
of425,125,63and32μm.Rectangulargreen
bodies of 5x5x15mm were prepared by cold
uniaxial pressing under 80MPa for 60s.
In order to investigate the sintering
behavior of the samples, dilatometric studies
have been conducted at a maximum sintering
temperature of 1300ºC, using heating rate of
10ºC/min with an isothermal holding time of
2h in air, using a Netzsch-DIL 402 PC dilatometer. As a result the linear shrinkage and
shrinkage rate as a function of temperature
and time have been obtained.
2.3. Characterization
Phase analysis has been performed
by X-ray diffraction. The volumetric content of the monoclinic phase, Vm, has been
calculated by the integrated peak intensity
of the monoclinic peaks, (111)M and (111)
, and the tetragonal peak, (101)T , accorM
ding to the equations (1) and (2) [10-11]: (1)
3. Results and Discussion
3.1. Compaction
The relative green density of the compacted specimen in regard to the amount of
bioglass added is shown in Figure 1.
Figure 1: Relative green density of samples in regard of amount
of bioglass added.
A slight decrease of the green density
can be noted as the amount of bioglass increases. This is attributed to the increasing of the
number of irregular shaped bioglass particles
[12], in comparison with the spherical shaped
ZrO2 particles, see Figure 2. However, as the
difference in the green density of the specimen
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2.2. Sintering Behavior
With: (111)M,2Ө=28º,,2Ө=31.2ºand,
2Ө=30º,representtheintegratedpeakintensities due the X-ray diffraction on the planes
and of the monoclinic crystal structure and on
the plane of the tetragonal crystal structure.
Thespecificmasswasdeterminedbytheimmersion method, using Archimedes’ principle.
The relative density was calculated as the ratiobetweenthespecificmassandthetheoretical specific mass of each composition. The
microstructure were observed in a scanning
electron microscope, LEO 1450VP. Polished
surfaces were thermal etched at 1300ºC-15min,
with heating temperature of 30ºC/min, and grain
size average was measured.
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A bioglass with closed composition
of 52.75wt%-3CaOP2O5, 30wt.% SiO2 and
17.25wt.% MgO, has been prepared. This bioglass was studied by Oliveira et al [8-9] and
presents high bioactivity. The Ca(H2PO4)2H2O,
CaCO3, SiO2 and MgO powders were mixed
in a planetary mill for 1h. The bioglass was
obtained by melting of the powders at 1550ºC
for 2h and a rapid quench in water. The glass
wascrushedandsievedina32μmsieve.
54
is less than 1%, its effect on the sinterability has not been considered on the sintering dilatometry
results.
[a]
[b]
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Figure 2: Morphology of the particles: [a] Bioglass; [b] ZrO2(Y2O3)
3.2. Dilatometry
Figure 3 shows the shrinkage and
shrinkage rates of the samples with 0, 3, 5 and
10 wt% of bioglass additions as a function of
the temperature and of the time during the isothermal holding time.
[b]
[a]
[c]
In regard of the dilatometric diagrams
the analysis is divides in three regions:
The first region up to 600ºC. The most
significantvariationstalkingplaceinthisregion around 450 ºC. The observed shrinkage occurring at this temperature is attributed
to the burn-out of organic binder from the
ZrO2(Y2O3) powder.
A second region up to the isothermal holding time at 1300ºC. As can be seen
shrinkage increases, and a maximum shrinkage rate can be observed. Figure 4 presents the
temperatures of the maximum shrinkage rates
and also the percentages of the shrinkage at
these temperatures.
Figure 5: Shrinkage during isothermal walking treatment at
1300ºC.
Figure 4: Effect of the amount of bioglass added on the
temperature of the maximum shrinkage rates.
It can noted that the temperature of the
maximum shrinkage rate decreases with increasing amount of bioglass added, Thus increasing the amount of liquid phase by adding more
bioglass, the temperature of sintering may be
lowedandstillhighdensificationmayresult.
The samples of pure ZrO2(Y2O3), without
bioglass addition, show a distinct behavior, because sintering occurs by solid-state sintering
with different sintering mechanisms acting
[13]. Sample without addition of bioglass do
not reach the maximum shrinkage rate at tem-
The results presented above may be represented by the shrinkage gain as a function of
the isothermal holding time. In this case, only
ceramics containing bioglass addition were studied. These results are presented in Figure 6.
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Figure 3: Shrinkage and shrinkage rates: [a] 0% ; [b] 3% ; [c] 5%
and [d] 10% bioglass.
55
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[d]
peratures below 1300ºC. The temperature of
the maximum shrinkage rate has been determined in other works and is near to 1400ºC.
Therefore, isothermal treatments are
necessary to achieve total densification at
1300ºC. The temperatures of the maximum
shrinkage rates for the samples containing 3, 5
and 10wt% bioglass were 1283ºC, 1267ºC and
1253ºC, respectively.
The third region of the sintering analysis
considers the isothermal holding at 1300ºC.
From Figure 4, it can be seen that samples with
higher amounts of bioglass additions achieved
a higher shrinkages up the maximum sintering
temperature of 1300ºC. From this moment on,
as can be seen from Figure 5, shrinkage of the
bioglass containing samples continues during
the isothermal time, but leveling off hand
as complete densification is reached. On the
other hand the solid-state ZrO2 samples continue to shrink even after 2h isothermal time.
ted; indicating the bioglass added maintained
its amorphous state. Figure 8 presents analysis
of % martensitic transformation and relative
density as function of bioglass content.
56
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Figure 6: Shrinkage gain during isothermal treatment as function
of the amount of bioglass added.
It is evident that samples with 3 wt%
bioglass addition show higher gains of
shrinkage during the isothermal treatment.
After 10 minutes of isothermal treatment the
gain in shrinkage is about 60%, while longer
holding times up to 120 min lead to shrinkage gains higher than 85%. The densification
of samples containing 5 and 10 wt% bioglass
is less pronounced during the isothermal sintering at 1300 ºC because; both 5% and 10%,
present high shrinkage during heating. Even
so, a shrinkage gain of 20% and 10% is observed for samples with 5 and 10% bioglass,
respectively, after 120 min. The high levels of
shrinkage observed for the samples containing
bioglassindicatesthatahighdensificationhas
been achieved; On the other hand it is also evident that the pure ZrO2 samples did not densify completely under the sintering conditions
of 1300 ºC-2h employed.
It is important to consider that all dilatometric analysis was realized at high temperatures, no considering the cooling which the samples are submitted after sintering. XRD patterns
of the sintered samples are presented in Figure 7.
Figure 8: Relative density (T – Tetragonal ZrO2 ; M – Monoclinic
ZrO2 , as well as the amount of monoclinic-ZrO2 phase in regard
to the amount of bioglass.
An increase of the m-ZrO2 phase is observed with increasing amounts of bioglass
added. Apparently the “t–m” phase transformation occurred during cooling and may
have been triggered by stresses caused by the
thermal mismatch of the ZrO2 matrix and the
intergranular bioglass phase. This may also
be the reason for the porosity as indicated by
the decreasing relative density for the samples
containing 3, 5 and 10% bioglass.
Figure 9 presents SEM micrographs after sintered samples, indicating ZrO2 grain size
average near 0.4-0.5µm, in different compositions. It is an advantage of the sintering at low
temperatures.Theobtainingofrefinedmicrostructure possibilities the improvement of the
mechanical properties of these ceramics, mainly bending strength and fracture toughness.
[a]
Figure 7: XRD patterns of the sintered samples.
t
The X-ray diffraction patterns reveal only
t- and m-ZrO2 as crystalline phases present. No
secondary crystalline phases have been detec-
Acknowledgement
The authors would like to thank FAPESP
andFAPERJforfinancialsupport.
57
5. References
[b]
STEVENS, R., An introduction to zirconia:
Zirconia and zirconia ceramics. 2nd Ed
Twickenham: Magnesium elektrum, 1986,
(Magnesium Elektron Publications, n113).
De AZA, A.H., CHEVALIER, J., FANTOZZI,
G. et al. Crack growth resistance of alumina,
zirconia and zirconia toughened alumina
ceramics for joint prostheses. Biomaterials,
23, p. 937-945, 2002.
4. Conclusions
The results obtained in this work indicate that it is possible to sinter ZrO2 ceramics
to high final densities with limited amounts
of bioglass as additives at a temperature of
1300ºC. On the other hand, pure ZrO2(Y2O3)
could not be sufficiently densified under the
same conditions. The maximum shrinkage rates depend on the amount of bioglass and are
lower for higher glass amounts. Maximum
shrinkage rates occurred at 1253ºC, 1267ºC
and 1283ºC for the samples containing 10,
5 and 3% bioglass, respectively. In all cases
where bioglass has been used as additive, an
isothermal treatment at a sintering temperature of 1300ºC has been necessary in order to
achievehighfinaldensities.
Due to stresses generated by the thermal
mismatch of the ZrO2 matrix and the secondary amorphous bioglass phase, part of the
ZrO2 transforms into the monoclinic phase
during cooling, which may cause a slight decreaseinthefinaldensity.
STEVENS, R., Zirconia: second phase particle
transformation toughening of ceramics. Trans
Brit Ceram Soc, 80, p 81-85, 1981.
SANTOS, C. SOUZA, R.C. ALMEIDA,
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OLIVEIRA, J.M.; FERNANDES, M.H.;
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OLIVEIRA, J. M., CORREIA, R. N.,
FERNANDES, M. H., “Effects of Si
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Figure 9: SEM micrographs of the ZrO2-bioglass ceramics
sintered at 13000C: [a] 3% of bioglass; [b] 5% of bioglass; [c]
10% of bioglass.
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[c]
NONO, M.C.A., Cerâmicas à base de zircônia
tetragonal policristalina do sistema CeO2ZrO2 (Ce-TZP), S.J.Campos-SP, ITA-CTA,
1990, Tese de doutorado
58
GARVIE, R.C., NICHOLSON, P.S., J. Am.
Ceram. Soc. 55 (1972) 303–305.
TORAYA, H., YOSHIMURA, M., SOMIYA,
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HUANG, A. W. , SOUZA, R. C. SANTOS,
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vidro do sistema 3CaO.P2O5-SiO2-MgO como
aditivo, Congresso Brasileiro de Cerâmica,
Florianópolis-SC, 2008.
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GERMAN, R.M. Sintering Theory and
Practice, John Wiley & Sons, (1996) 550.p.
59
Modelagem Matemática e Investigação Experimental da Evolução das
Tensões na Soldagem de Aço
Mathematical modeling and experimental investigation of the stress evolution at
the steel welding
Horácio Guimarães Delgado Junior¹
Carlos Roberto Xavier²
José Adilson de Castro³
Marcos Flávio Campos³
Alexandre Alvarenga Palmeira¹
Alexandre Fernandes Habibe¹
Modelamento
matemático
Distribuição de
temperatura
Análise de tensões
Plasticidade
Abstract:
After the welding of the steels is common to observe some kind
of deformation and stress states may be consequently associated
independently of the process used. This paper presents the results of
the evolution of stresses during the welding of steels obtained by the
finite volume method by implementing the transient thermo-mechanicalmetallurgical model where its geometric properties are physical and
metallurgical dependent. The model includes changes of the elastic
modulus and yield stress with temperature and the phase transformations.
The Goldak’s double ellipsoid model for welding heat distribution was
used to calculate the distribution of volumetric density of heat flow at
the weld pool vicinity. The effective stress is calculated by the Von Mises
yield criterion. The experimentals results of the residual stress and
metallurgical transformation were analyzed by the Barkhausen noise
and the residual strain measurements were obtained by the ASAME
(automated strain analysis and measurement environment)
¹ UniFOA e Universidade do Estado Rio de Janeiro
2
Petrobras e UniFOA
3
Universidade Federal Fluminense-Polo Universitário de Volta Redonda
Keywords:
Welding;
Numerical Predictions;
Temperature
distribution;
Stress analysis;
Plasticity;
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Soldagem
Resumo:
O objetivo deste trabalho é estudar por análise dilatométrica à sinterização após a soldagem dos aços é comum observar deformações das quais
podem ser associadas a estados de tensões independentemente do processo utilizado. Este artigo apresenta os resultados da evolução das tensões
duranteasoldagemdeaçosobtidospelométododosvolumesfinitoscom
a implementação do modelo transiente termo-mecânico-metalúrgico com
a consideração da interdependência entre as propriedades geométricas, física e metalúrgica. O modelo inclui variações do módulo de elasticidade,
do limite de elasticidade ambos dependendo da temperatura e ainda das
transformações de fase. Para a distribuição do calor na região da solda foi
utilizado o modelo de Goldak. A tensão efetiva é calculada pelo critério
de escoamento de Von Mises. Os resultados experimentais das tensões
residuais foram analisados através do ruído Barkhausen e as medições de
deformação residual foram obtidos por meio do ASAME.
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Palavra chave:
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60
1. Introduction
Welding process applies to several
process of fabrication of metallic structures,
ships, pipelines, spaceships, nuclear reactors,
and pressure vessels. However, a common
problem associated with welding is the residual stresses and permanent deformations introduced in this procedure. The highly localized
transienttemperaturefieldintheweldingprocesses causes non uniform thermal expansion
and contraction, resulting in residual stresses
and distortion in the welded structures. Hightensile residual stresses in regions near the
weld may promote brittle fracture, fatigue
and stress corrosion cracking. Therefore, control and accurate evaluation of weld residual
stresses and distortion is an important task in
welding manufacturing. Some experimental
techniques are used in order to measure residual stresses from metals welding such as hole
drilling and x-ray methods. However, some
experimental methods disadvantages can be
mentioned such as elevated costs requiring
special equipment and trained personnel for
its application beyond the fact that to obtain
a complete map of residual stresses distribution in a typical application is practically impossible in such a way. Therefore, due to the
complexity involved in the measurement of
residual stresses, there has been an increasing
use of numerical simulation procedures for estimating the residual stresses during welding.
In this work, a coupled thermostructural 3D
modelthatapplythefinitevolumemethodand
the adaptive meshes technique for the addition
offillermaterialintheweldpoolwasdeveloped and implemented in a computational code
based on FORTRAN programming language
aiming the analysis of stresses evolution during the steel welding.
2. Welding Modeling
2.1. Thermo-Elasto-Plastic Modeling (Tep)
The behaviour of TEP[3] material is
governed by the following conservation
equations:
•Equation of thermal energy balance,

∂
( ρ c pT ) + div  ρ c p v T = div k ( grad (T ) ) + S
∂t
()
(1)
•Equation of momentum balance of
Cauchy’sfirstlawofmotion,
∂  ∂ui
ρ
∂t  ∂t
∂σ ij

fi
 + div [ ρ vui ] =+
∂x j

(2)
•Equation of moment of momentum balance or Cauchy’s second law of motion,
σ ij = σ ji
(3)
In the above equations, tis time, xj
Cartesian spatial coordinates, v velocity,
ρ density, cp specificheat,Ttemperature,
qjheatflux,ui displacement, σij stress tensor, ST heat source and fi body force.
Constitutive Relations
Equations (l)-(3) make an open
system consisting of 7 equations with 16
unknowns (T, ui, qj, σj). In order to close
that system, the following constitutive relations are used:
•Fourierlaw,whichlinkstheheatfluxwith
spatial gradient of temperature, included in
equation (1).
qj = k
∂T
∂x j
(4)
where k is thermal conductivity and
•the relation between the TEP stresses and strains
61




d d
 3Gσ ij σ kl d ε kl 
2
µ
ε
λδ
ε
3
λ
2
µ
αδ
dσ=
d
+
d
−
+
T
−
T
−
(
)
(
)


ij
ij
ij
kk
ij
r
`
 σ 2  H + 1 
  3G  
where
ε ij
=
1  ∂ui ∂u j 
+


2  ∂x j ∂xi 
(6)
is the strain tensor,
tic modulus, T, is the reference temperature,
which corresponds to a thermally undeformed
state, and δij Tis the Kronecker delta. Lame’s
constants are related to the more commonly
used elastic modulus E and Poisson’s ratio ν
by the following relationships:
λ=
1
σ= σ ij − δ ijσ kk
3
d
ij
(7)
is the deviator stress tensor,
(5)
νE
µ= G=
(1 +ν )(1 − 2ν )
E
ν (1 +ν )
(9)
In the case of elastic conditions, the
expression within the brackets { } vanishes,
and the constitutive relation (5) reduces to the
Duhamel-Neumann form of Hooke’s law.
1
3
2
σ =  σ ijd σ ijd 
2

Mathematical Model
(8)
By combining (l)-(5), the following equa-
 ∂δ u 
∂


i
 + div  ρ c p v ∂t  = ∂x



j
()
 ∂δ ui
 µ
 ∂x j
where δT and δui are temperature and
displacement increments, respectively. These
equations make a closed system of four equations with four unknowns (δT, δui). Since the
material physical properties (c, k, μ, λ, α) are in
general functions of temperature, the equations
(10) are non-linear and coupled, even in the
thermo-elastic case. In the case where the part
of the heat energy source term coming from
the thermo-elastic cooling/ heating due to the
elastic volume change (3λ + 2μ)αTr(∂εk /∂t)
can be neglected (1/3α)(∂εk / ∂t) (∂T/ ∂t), the
heat energy equation is decoupled from the
momentum equations and can be solved independently. However, in order to solve momentumequations,thetemperaturefieldhastobe
known. In order to complete a mathematical

∂
 div  k ( grad (T ) )  + S
ρ c pT ) + div  ρ c p v T =
(




∂t
(10)
 ∂
 +
 ∂x j
(11)
()
 ∂δ u j
µ
 ∂xi
 ∂
+
 ∂xi
 ∂δ uk 
µ

 ∂xk 
model, initial and boundary conditions are to
be provided. The initial condition temperature
and displacements in the whole solution domain at the initial instant of time have to be
given. Boundary conditions can be either of
Dirichlet or Von Neuman type, i.e. temperatureand/orheatfluxanddisplacementsand/or
forces(surfacetractions)havetobespecified
at all boundaries.
2.2. Thermal Boundary Condition
a) The energy added to the plate was calculated by the product of current through the
welding voltage obtained from the experimental procedure. The Goldak’s double ellipsoid
model for welding heat distribution was used
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∂  ∂δ ui
ρ
∂t 
∂t
tions can be obtained:
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is the effective stress (in the case of Von
Mises yield criterion), µ and λ are Lame’s
constants, (α is the thermal expansion coefficient,G=µ shear modulus, H’ is the plas-
62
a) Temperature: 25ºC on all sides of the plate;
b) Concentration: corresponding to the
chemical composition of steel.
of generalized coordinates (not orthogonal),
whichallowedtorepresentaccuratelythefinal
geometry of the welded plate. The solution of
the discretized equations was obtained through line by line method described in Patankar
[1] and based on the tri-diagonal algorithm.
The solution of the equations was performed
in a coupled way represent the interactions of
temperaturefieldsandphasetransformationin
addition to considering the nonlinearities of
the properties of steels as a function of temperature and phases present.
2.4. Modeling the Kinetics of Phase
Transformation
3. Results
to calculate the distribution of volumetric densityofheatflowattheweldpoolvicinity.
b) We adopted a global coefficient for
the entire board, which involved the loss of
heat by convection and radiation, whose estimated value was 150 W/m2K.
2.3. Initial Condition
In this work we used an extended model of
Avrami kinetic law proposed by Reti et al. [8] in
order to predict the formation of ferrite, pearlite
and bainite during continuous cooling after austenitizing steel hipoeutetóides low-alloy,
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dyi
dB t m
= (1 − y1 − y2 ,......, yn ) i
dt
dt
i = 1, 2,...., n
3.1. Numerical Results
The Figure (1) present the overview of the
finitevolumemeshusedforsimulated.
(12)
where
• y1 , y2 ,......, yn Match the volume fraction
of phases;
• mIstheAvramicoefficient;
• Bi = Bi(T) Are parameters characterizing the
rates of nucleation and growth processes (obtained from the TTT curves) which are redefined to take into account also the effect of
austenite grain size in the transformations.
Already the formation of martensite was regarded as dependent solely on temperature, according to the Koistinen-Marburger equation [6]
f =
1 − exp ( −0, 011( M s − T ) ) T ≤ M s
(13)
which f corresponds to the volume fraction
of martensite formed and corresponds to
the temperature at the beginning of its
transformation (obtained from the TTT curve).
2.5. Numerical Solution
The numerical simulation was based
on the finite volume method using the technique of adaptive meshes with the purpose of
tracking the formation of the weld bead. The
finitevolumemethodwasadaptedtoasystem
Figure 1. Finite volume mesh.
Toward X specimen has 60 mm wide
and were divided into 32 volumes of varying
sizesbeingmorerefinedinthevicinityofthe
weld bead - the region of greatest interest.
Toward Y body of evidence has 200 mm in
length were divided into 100 volumes of equal
size. Finally toward Z body of evidence has
5.0 mm thick which were divided into 17
equal volumes.
This chapter will present the results expressed in units of the international system
(SI), obtained from numerical simulation for
the evolution of temperature, stress (S) and
their respective components additive thermal
(STH), elastic (SE) and plastic (SP), equivalent Von Misses (SigmaBarra) and the values
of the deformations (E).
Figure 5. Distribution of Temperature for Steel AISI 1020 after 450s.
63
Figure 2. Distribution of Temperature for Steel AISI 4340 after 15s.
Figure 6. S22 for the steel AISI 1020 after 450s.
Figure 3. Section STH1 for AISI 4340 Steel after 15s.
Figure 8. micrograph for the steel AISI 4340 after welding:
martensite (200x)
4. Experimental Results
Table 1 shows the chemical composition
of steels tested.
Table 1. Chemical analysis of steel (weight %).
AÇO
C
Mn
P
S
Si
Cr
Ni
Mo
AISI-4340
0,39
0,69
0,015
0,011
0,26
0,78
2,08
0,25
AISI-1020
0,19
0,70
0,013
0,012
0,28
-
-
-
This section will present the results of hysteresis curves and analysis of the envelope
Barkhausen[4].
Cadernos UniFOA
Figure 4. Section STH2 for AISI 4340 Steel after 15s.
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
Figure 7. Numerical simulation results for the steel AISI 4340
after welding: martensite.
64
Figure 9. Barkhausen: transverse hysteresis after welding for steels AISI4340 and AISI1020.
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Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
Figure 10. Barkhausen envelope after welding for steels AISI4340 and AISI 1020.
Comparing the deformations measured in the ASAME and the numerically simulated after
welding can be observed that the residual strains are very small. The deformations in the ASAME
measures are limited to precision tool for marking the grid.
Figure 11. Deformation E22 after welding measures with the ASAME and numerical simulate.
Figure 12. Deformation E11 after welding measures with the ASAME and numerical simulate.
2 - Comparing the simulation results for the
AISI 4340 and AISI 1020 is observed that
thephasetransformationdidnotinfluencethe
values of the stresses and deformations.
3 - The temperature gradient caused by the depositionoffillermetaliswhomostinfluencesthe
deformation gradients and consequently the evolutionofstressfieldsanddeformations.Certainly
hence the appearance of residual stresses in the
region of onset of cooling after welding.
4 - The results indicate that the welding process can be analyzed by means of Barkhausen
signals.Themostsignificantchangesoccurred
for the display of AISI 4340 steel, which is a
high hardenability. Therefore, this material is
expected in the region of the weld (HAZ) a
larger amount of martensite in carbon steel, as
revealed by the simulation.
5 - If the carbon steel AISI1020, changes in
both the hysteresis curve as the envelope of
the Barkhausen signal can be more directly attributed to residual stresses.
65
7-Theresultsindicatethat,becauseitisdifficult to separate the effects due to microstructural phase changes (martensite formation) of
the effects of residual stresses proper, the method barkhaseun is primarily a tool for qualitative analysis, and analyzed for the case use of
the model provides a quantitative prediction.
8 - In the cases tested computationally and
experimentally the residual strains observed
were very small.
9 - Comparing the residual stresses obtained
by numerical methods with those obtained
from the analysis barkhaseun both show the
same qualitative interpretation.
6. Acknowledgements
Professor R. Linilson Padovese,
Associate
Professor
of
Mechanical
Engineering Department of USP and Dr.
Freddy E. Franco, for their support in carrying
out measures magnetic Barkhausen.
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
1 - The proposed model shows good agreement with experimental results, allowing to
predict how the stress state during the welding
process of steel since the beginning of the depositionoffillermetaltothefinalcooling.
6 - The conclusion is that the analyzing
Barkhausen and hysteresis curves reflect the
microstructural changes and changes in residual stresses that occurred in the welding
process, and that these techniques are useful
for pointing out the difference in the process of welding of different materials, in this
case, carbon steel and AISI1020 AISI4340.
Cadernos UniFOA
5. Conclusions
66
7. References
[1] S. V. Patankar, Numerical Heat Transfer
and Fluid Flow, McGraw-Hill, New York,
(1984), 90.
[2] K.C. Karki and S. V. Patankar: Numerical
Heat Transfer, 14 (1988), 295.
[3] Demirdzic, I. and Martinovic, D., Finite
volume method for thermo-elasto-plastic
stress analysis, Computer Methods in Applied
Mechanics and Engineering, 109, 331-349,
North-Holland (1993)
[4] BARKHAUSEN, H.,Two with help of
new repeating rediscovered appearances
by H Barkhausen - The silence during
unmagnetising of iron. Physikalische
Zeitschrift, v. 20, p. 401-403, 1919.
Cadernos UniFOA
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
[5] GOLDAK J.; CHAKRAVARTI, A.;
BIBBY, M. A New Finite Element Model for
Welding Heat Sources Model. Metallurgical
Transactions B, v. 15B, p. 299-305, Jun. 1984.
[6] PATANKAR, S. V. Numerical Heat
Transfer and Fluid Flow. McGraw-Hill. USA,
1979.
[7] MELAAEN, M. C. Calculation of Fluid
Flows with Staggered and Nonstaggered
Curvilinear Nonortogonal Grids – The
Theory. Numerical Heat Transfer, Part B, v.
21, p. 1-19, 1992.
[8] RETI, T., FRIED, Z., FELDE, I., Computer
Simulation of Steel Quenching Process
Using a Multi-Phase Transformation Model,
Computational Materials Science, Vol.22,
2001, p. 261-278.
67
Nanocompósito de matriz polimérica termoplástica de polietileno de alta
densidade com adição de nanocargas com expansão térmica baixa de
Al2Mo3O12
Nanocomposite of thermoplastic polymeric matrix of high density polyethylene
with addition of nanofiller with low thermal expansion of Al2Mo3O12the steel
welding
Nanocompósito,
nanocargas,
PEAD,
Al2Mo3O12,
viniltrimetoxisilano
(VTMS).
Resumo:
A presente pesquisa busca desenvolver e caracterizar nanocompósitos
especiais sob o aspecto térmico prioritariamente, a redução da expansão
térmica positiva dos nanocompósitos e a não ocorrência de degradações
das propriedades térmicas e mecânicas. Foi desenvolvido um nanocompósito com matriz termoplástica, PEAD e o Al2Mo3O12 nanométrico,
que foi funcionalizado com viniltrimetoxisilano (VTMS) - C5H12O3Si,
visando uma maior coesividade matriz-reforços. Tais nanocompósitos
foram produzidos por extrusão/injeção e testados sob condições térmicas e mecânicas delineadas para cada propriedade. Foram registradas
durante os ensaios, as dimensões típicas da escala nonométrica para as
nanocargas de Al2Mo3O12 com uma distribuição bimodal, a presença
de VTMS e de seus elementos nas nanocargas funcionalizadas e respectivos nanocompósitos, não houveram degradações das propriedades
térmicas e mecânicas, na verdade tivemos algumas melhorias, com aumentos de 3 a 5,5% nas tensões de escoamento, reduções da deformação
específicade5a23%,aumentosnosmódulosdeYoungde5,5a10,5%
e foram avaliadas também suas ductilidades. Os nanocompósitos não
funcionalizados e funcionalizados apresentaram comportamento térmicoestáveleasreduçõesdoscoeficientesdeexpansãotérmicaficaramda
ordem de 7 a 46,3%, valores estes que consolidaram nossos objetivos.
1
Programa de Mestrado em Materiais, UNIFOA, Volta Redonda – RJ, Brasil.
2
Departamento de Engenharia de Materiais, Pontifícia Universidade Católica do Rio de Janeiro – PUC-RJ
3
Universidade Federal Fluminense-Polo Universitário de Volta Redonda
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Palavra chave:
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Alexandre R. Soares1
José R.M. d’Almeida2
Bojan Marinkovic1,2
Lidija Mancic3
68
Abstract:
This research seeks to develop and characterize special
nanocomposites under the thermal aspect priority, reducing the
positive thermal expansion of the nanocomposites and the nonoccurrence of degradation of thermal and mechanical properties.
We developed a matrix nanocomposite thermoplastic, HDPE
and Al2Mo3O12 nanometer, which were functionalized with
viniltrimetoxisilano (VTMS) - C5H12O3Si for the greater cohesiveness
matrix-reinforcement. Such nanocomposites were produced by
extrusion / injection and tested under thermal and mechanical
conditions outlined for each property. Were recorded during the
tests, the typical dimensions of the scale nanometric for nanofiller of
Al2Mo3O12 with a bimodal distribution, the presence of VTMS and its
elements and their functionalized nanofiller in the nanocomposites,
there were no degradation of thermal and mechanical properties, in
fact we had some improvements, with increases from 3 to 5.5% in
the yield stress, reductions in specific deformation 5-23%, increases
the Young modules from 5.5 to 10.5% and were also evaluated their
ductilities. The non-functionalized and functionalized nanocomposites
showed stable thermal behavior and reductions in thermal expansion
coefficients were of the order 7 to 46.3%, values which have
consolidated our goals.
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1. Introdução
Materiaiscomcoeficientesdeexpansão
térmica negativos ou baixos, perto de zero, estão sendo estudados ao longo de nossa história
recente, contudo o fenômeno e estudo da expansão térmica negativa e/ou baixa já é conhecida e documentada há muito tempo, segundo
Liu,Wang e Shang [1] Guillaume descreveu
tal fenômeno para o composto Fe65Ni35 há
mais de um século. Lind demonstrou que entre
as décadas de 60 e 90 tais materiais tiveram
pesquisas pontuais, como nos trabalhos de
Graham et al. [2,3] sobre ZrW2O8 e Martinek
e Hummel [2,4] sobre expansão térmica linear de tungstatos. A partir da década de 90
o número de trabalhos começou a crescer vultuosamente. Atualmente tais materiais estão
sendo testados onde existem exigências para
aplicações especiais ou incomuns, em aplicações altamente funcionais que podem apresentar incompatibilidades de expansão térmica
entre constituintes, causando dano mecânico e
desvios de posicionamento de peças, como em
dispositivos eletrônicos, ópticos e para altas
temperaturas [5],
Este estudo aborda um dos compostos estudado por Evans, Mary e Sleight [6]
Al2Mo3O12. Esse composto cerâmico na ocasião não foi esmiuçado sob o aspecto térmi-
Keywords:
Nanocomposite,
nanofillers,
HDPE,
Al2Mo3O12,
vinyltrimethoxysilane
(VTMS).
co pelos autores, também não foi registrado
sua obtenção na forma nanométrica e nem
foram utilizados como reforços de compósitos. O presente estudo tem por premissa que
esses materiais sejam produzidos em escala
nanométrica e sejam testados em laboratórios
visando sobretudo a sua aplicação como nanocargas em compósitos, formando nanocompósitos com a intenção de que haja uma maior
interação e integração matrizes-reforços.
Para os propósitos e fundamentos elencados mostra-se importante os estudos realizados por Tyagi, Achary e Mathews [7], onde
ocoeficientedeexpansãotérmicanegativodo
composto Al2Mo3O12(αℓ= -2,83 x 10-6 ºC-1) foi
medido para uma amostra maciça. Prisco et
al. [8] testaram o mesmo composto na forma
nanométrica e micrométrica, obtendo coeficientes de expansão térmica positivos muito
baixos para amostras maciças obtidas a partir
dopónanométrico(αℓ= 0,9 x 10-6 ºC-1) e coeficientesdeexpansãotérmicanegativosparaa
formamicrométricamaciçacomovalorde(αℓ
= -2,2 x 10-6 ºC-1) para temperaturas de ensaio
entre 200ºC e 620ºC e um valor ainda mais negativo(αℓ= -35 x 10-6 ºC-1) para temperaturas
de 620ºC a 700ºC. Miller [9] reportou os coeficientes de expansão térmica do Al2Mo3O12
iguala(αℓ=9,51x10-6 ºC-1) para o intervalo de
temperaturas de -123 ºC a 177ºC para o siste-
uma melhoria da propriedade de expansão
térmica (redução de expansão térmica) sem
que haja degradação das outras propriedades
térmicas e mecânicas.
69
2. Materiais e Métodos
2.1.
Nanocargas de Al2Mo3O12
2.2. Funcionalização das nanocargas
As nanocargas foram submetidas a 13
operações dentro do processo de funcionalização, os processos são vistos na Figura 1.
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As nanocargas de Al2Mo3O12 funcionalizadas com C5H12O3Si e não funcionalizadas
foram produzidos utilizando-se o pó nanométrico obtido pelo método de co-precipitação
conforme procedimento adotado por Prisco et
al. [8], uma vez que nossas atividades foram
realizadas em sistema de cooperação acadêmica. A quantidade de nanocargas de Al2Mo3O12
utilizadas durante a fabricação do nanocompósito (5,25 gramas) foi definida pelo seu
percentual (0,5%,1%,2%,3% e 4%) efetivo
em cada nanocompósito, com nanocompósitos não funcionalizados ( totalizando 2,100g
de Al2Mo3O12 e 117,90g de PEAD) e os nanocompósitos funcionalizados ( totalizando
3,150g de Al2Mo3O12 e 176,85g de PEAD).
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macristalinomonoclínicoe(αℓ=2,39x10-6 ºC-1)
para o intervalo de temperaturas de 250 ºC a
650 ºC e a estrutura ortorrômbica. Na concepção de compósitos e nanocompósitos existem
poucos trabalhos com esse tipo de aplicação,
como o de Tani et al. [10] onde foram observadososcoeficientesdeexpansãotérmicado
compósito resina fenólica/ZrW2O8 que foram
reduzidos de (46x10-6 ºC-1) para (14x10-6 ºC-1),
34% de redução (0 a 52% de ZrW2O8). Chu et
al. [11] observaram o nanocompósito Epóxi/
ZrW2O8 (ZrW2O8 com 100nm-20µm), que
apresentou redução de (45.5x10-6 ºC-1) (epóxi
puro) para (17.6x10-6 ºC-1) ou seja, 38,68% de
reduçãodoscoeficientesdeexpansãotérmica
(40% de ZrW2O8).
No presente estudo e análises experimentais a intenção é a aplicação de nanomateriais com coeficientes de expansão térmica
negativos ou baixos do composto Al2Mo3O12
em uma matriz termoplástica de polietileno
de alta densidade para formar nanocompósitos especiais sob o aspecto térmico prioritariamente, formando nanocompósitos com os
coeficientes de expansão térmica positivos
reduzidoscomonafilosofiadostrabalhosacima. Os nanopós de Al2Mo3O12 foram também
funcionalizados com Viniltrimetoxisilano VTMS (C5H12O3Si) para comparação da melhoria ou não das propriedades de adesão em
relação aos nanomateriais não funcionalizados. Assim nossa investigação com os nanocompósitos primará exatamente por alcançar
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70
Figura 1 – Processo de funcionalização das nanocargas de Al2Mo3O12
2.3. Polietileno de Alta Densidade - PEAD
2.4. Viniltrimetoxisilano
O polietileno de alta densidade - PEAD,
resina IA59U3 [12], usado no processamento
dos nanocompósitos foi adquirido da empresa
Braskem. Trata-se de um homopolímero de
distribuição de massa molecular estreita que
foi produzido por processo em solução contendo aditivos antioxidantes e estabilizantes à
luz, destina-se principalmente a moldagem por
injeção. Sua especificação técnica comercial
prescreve algumas propriedades termomecânicas importantes e seus limites, como a temperatura máxima de processamento, 160º e 230ºC, o
índicedefluidezde7,3g/10min,densidadede
0,960 g/cm3, tensão de escoamento máxima de
28 MPa e de ruptura de 25 MPa.
O silano para a funcionalização das nanocargas de Al2Mo3O12, viniltrimetoxisilano (VTMS)
- 100ML 98%, é um silano desenvolvido para utilizaçãoemoleolefinasespecificamente,foiadquirido
da Evonik Industries filial Brasil que representa a
Aldrich Chemistry, código CAS 2768-02-7, também
chamado de trimetoxivinilsilano ou eteniltrimetoxisilano, possui a fórmula química C5H12O3Si e massa
molecular de 148,23 g/l. Seu estado físico é líquido,
possui cor amarelo claro, ponto de ebulição inicial
em 123ºC, temperatura de ignição em 28ºC e temperatura de autoignição em 235ºC. Sua densidade é de
0,968 g/cm3 a 25ºC, e é bom notar que sua densidade
é praticamente idêntica a do PEAD (0.96 g/cm3) e
viscosidade é de 0,6 cSt [13].
2.6. Métodos de Análises Aplicados
71
2.5. Condições operacionais da extrusão / injeção
2.6.1. Microscopia eletrônica, difração de raios
-x, espectroscopia de infravermelho, aná-
O estudo das amostras de Al2Mo3O12
não funcionalizadas e funcionalizados foram
realizados com um microscópio eletrônico de
transmissão JEOL, modelo JEM-2010, equipado com uma câmera CCD da Gatan, operando numa voltagem de 200 kV, as imagens das
amostras de Al2Mo3O12 não funcionalizadas foram obtidas após terem sido dispersas em isopropanol com auxílio de ultrassom para reduzir
o tamanho dos aglomerados e com uma gota da
dispersão depositada num suporte de Cu, além
disso as regiões e superfícies de fratura dos
corpos de prova ensaiados por tração, amostras de nanocompósitos funcionalizados, foram
realizados com um microscópio eletrônico de
varredura JEOL, modelo JSM-6510L, operando no modo de elétrons secundários e com uma
voltagem de aceleração de 20 kV.
As caracterizações por difração de
raios-x foram realizadas nas nanocargas de
Al2Mo3O12 e nos nanocompósitos funcionalizados e não funcionalizados para 1% em massa de nanocargas. Na caracterização das nanocargas foi utilizado um difratômetro Siemens,
modelo D5000 Kristalloflex, operando com
radiaçãoCuKαa40kVe35mA,varrendo2θ
na faixa de 5 a 80° a uma taxa de 0.1°/min,
passo de 0.02° e tempo de aquisição de 12s, os
difratogramas foram ajustados pelo método de
refinamentoLeBail[14]utilizandooTOPAS
[15], já as análises dos nanocompósitos foram
realizadas pelo método do pó com o difratômetro Bruker D8 Advantage, operando com
a radiação CuKα a 40kV e 40mA, passo de
0.02° e tempo de aquisição de 2s.
A análise por Espectroscopia de
Infravermelho com a Transformada de Fourier
- FTIR foi realizada num equipamento Perkin
Elmer, modelo Spectrum 400, com resolução
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lises térmicas e mecânicas
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Os nanocompósitos foram fabricados
através da adição de 0,025g, 0,050g, 0,100g,
0,150g e 0,200g de nanocargas de Al2Mo3O12
não funcionalizadas e funcionalizadas em
4,975g, 4,950g, 4,900g, 4,850g e 4,800g de
PEAD, segundo o procedimento de primeiro realizar a mistura entre as nanocargas de
Al2Mo3O12 e o PEAD. Tais nanocompósitos
foram elaborados por processo de extrusão
numa máquina microextrusora de dupla rosca co-rotante DSC Xplore, modelo 5-08-20,
de capacidade máxima 5 cm3, seguido do
processo de injeção numa microinjetora DSC
Xplore, modelo 4-11-10, com capacidade máxima de 5.5 cm3 e equipada com um molde de
aço inoxidável no formato de corpos de prova
típicos de ensaios de tração.
As condições operacionais da microextrusora foram dadas pelas temperaturas das
três zonas de aquecimento do barril, que foramdefinidascomo170,175e180ºCparaque
houvesse um gradiente de temperaturas. A
velocidadederotaçãodasroscasfoidefinida
em 100 RPM, a força de ejeção do material é
variável, pois depende da quantidade de material passando pelo barril e da pressão exercida
durante a alimentação e na saída e gira em torno de 900 -1000N. O tempo de residência do
materialalimentadonobarrilfoidefinidoem
5 minutos para homogeneização e distribuição
das nanocargas na matriz polimérica. Para o
caso da microinjetora as condições de processamento foram dadas pelas temperaturas do
material fundido necessárias na saída da haste
de transferência de material, pela temperatura
do molde, pelo tempo de injeção, pela pressão de injeção e pelo tempo de residência no
moldeapósainjeção,queforamdefinidosem
175ºC e 80ºC, respectivamente. O tempo de
injeção de 1 segundo e a pressão de injeção
de 7 Bar enquanto o tempo de residência no
molde após a injeção foi de 30 s.
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72
de 4 cm-1 e 16 scans e a análise foi realizada
na faixa do espectro de 500-4000 cm-1, que
corresponde à região do infravermelho médio.
As análises térmicas foram realizadas
por Termogravimetria - TGA e Calorimetria
Diferencial de Varredura - DSC em um equipamento analisador térmico simultâneo, modelo
STA-6000 da Perkim Elmer, na faixa de temperatura de 25 a 650°C, taxa de aquecimento
de 10°C/min, atmosfera de nitrogênio com
vazão do gás igual a 50 mL/mim e as amostras dos materiais ensaiados pesavam em torno
de 5 mg. A análise por Termodilatometria foi
realizada em um dilatômetro da NETZSCH
modelo DIL 402C. Os ensaios foram realizados na faixa de 25 a 100 ºC para 4 séries de
6 amostras, totalizando 24 corpos de prova.
Os corpos de prova para os ensaios dilatométricos foram extraído dos corpos de prova
preparados para os ensaios mecânicos e não
ensaiados, essas amostras foram cortadas em
formato de sólidos prismático com as dimensões médias de (11 mm x 3,3 mm x 3,2 mm).
3. Resultados
3.1. Caracterizações das nanocargas por
microscopia eletrônica de transmissão
Os pós de Al2Mo3O12 nanométricos obtidos pelo método de co-precipitação foram
caracterizados por Microscopia Eletrônica
de Transmissão (MET). Esta caracterização
foi aplicada tanto ao Al2Mo3O12 que não passou pelo processo de funcionalização quanto
àqueles que foram processados por esta técnica, e foram obtidas as imagens reunidas nas
Figuras abaixo.
Figura 4 – Caracterização dimensional do pó de Al2Mo3O12 não
funcionalizados
Figura 2– Corpo de prova para os ensaios termodilatométricos
Os ensaios de tração foram realizados em uma máquina de ensaio universal da
EMIC, modelo DL 1000, com célula de carga
de 1000 kgf e velocidade de ensaio definida
em 30 mm/min. As caracterizações dimensionais dos corpos de prova foram realizadas
por três medições das seções úteis, largura e
espessura com um paquímetro, ver Figura 3.
Figura 3 – Corpo de prova para os ensaios mecânicos
Figura 5 – Caracterização dimensional do pó de Al2Mo3O12 não
funcionalizados e padrão de difração de elétrons de uma região.
As amostras do pó não funcionalizado
apresentaram um aspecto mais aglomerado
com estruturas da ordem de 100nm ou menores e o padrão de difração de elétrons desta
região indica uma região de pouca ordenação
com cristais pequenos, já as amostras do pó
que passaram pela funcionalização apresentaram as seguintes estruturas nanométricas.
73
Figura 6 – Caracterização dimensional do pó de Al2Mo3O12 funcionalizados
3.2. Caracterizações por difração de Raios-X
Na Figura 7 é apresentado o difratograma experimental das nanocargas não funcionalizadas
que revelaram uma distribuição bimodal tendo dimensões médias de cristais de 52nm e 5nm, respectivamente.
c)refinadoparaafasecomcristaiscomdimensõesde5nm
Figura 7– DRX - Caracterização do pó de Al2Mo3O12 não funcionalizados
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b)Refinadoparaafasecomcristaiscomdimensõesde52nm
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a)Experimentalerefinado
74
Nanocompósito não funcionalizados e funcionalizados.
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Para essa análise aplicou-se o método
de Rietveld através de análise quantitativa do
conteúdo amorfo com padrão interno (TiO2
cristalino na forma de Anatásio da Milenium),
cuja análise foi realizada com o auxílio do software TOPAS 4.2. O TiO2 como padrão interno
foi adicionado em 30% em peso e suas linhas
de difração mais intensas aparecem em 2 theta
igual a 25,35o (índice de Miller: 101), Figura
8, depois em 37,02o (103), 37,85o (004) e 38,6o
(112),oqueestádeacordocomafichapdf(powderdifractionfile39-4921).Comopodemos
observar na Figura 8, as linhas estreitas do padrão interno de TiO2 são facilmente distinguidas das linhas de difração relacionadas com o
PEAD cristalino PDF (Powder Diffraction
Files) 53-1859 apresentando linhas largas em
21,65 (110) e 24,6 (200) e sobrepostas sobre
uma corcova referente ao PEAD amorfo.A
estrutura cristalina utilizada no refinamento
do Anatásio TiO2provémdaficha076173do
banco de dados ICSD (International Crystal
Structure Database) e a estrutura cristalina utilizada para o PEAD foi extraída da referência
[16]. Nas Figuras 8, 9, 10 são apresentados os
difratogramas das amostras do PEAD e dos
nanocompósitos respectivamente.
Figura 8 – DRX - Caracterização do PEAD puro
Figura 9– DRX - Caracterização do nanocompósito não funcionalizado
Figura 10– DRX - Caracterização do nanocompósito funcionalizado
3.3. Espectroscopia de Infravermelho
Estacaracterizaçãopermiteidentificara
formação de ligações covalentes que devem
aparecer na região do espectro do infravermelho após a funcionalização com o VTMS das
nanocargas de Al2Mo3O12, bem como outras
bandas relacionadas ao VTMS. Observando a
banda de absorção a 1154 cm-1 devido às vibrações de estiramento de Si-O-Si, é possível
demonstrar que o processo de condensação
dos silanos ocorreu e que eles estão presentes
na amostra que havia passado pelo processo
de funcionalização, ver Figura 11.
75
Análise termogravimétrica e Calorimetria
Diferencial de Varredura
Nanocargas de Al2Mo3O12 não funcionalizadas e funcionalizadas
As nanocargas de Al2Mo3O12 não
funcionalizadas e funcionalizadas com VTMS
foram ensaiadas por TGA para verificar a
quantidade de massa perdida durante o processo
de degradação térmica e consequentemente
tentar comprovar a segunda fase adicionada ao
material.
Pelográficodoensaio,asamostrasfuncionalizadas perderam 0,5% de massa a mais
do que as amostras não funcionalizadas, a tem-
peratura de ensaio chegou a 580oC. Esse comportamento térmico degradativo é um possível
indício de que uma pequena parte do VTMS
efetivamente estava presente na amostra, envolvendo as nanopartículas de Al2Mo3O12 e
foram degradadas, perdidas durante a solicitação térmica do material, salientando que esses
resultados não comprovam que tenha ocorrido
ligações covalentes entre o VTMS e as nanopartículas de Al2Mo3O12, mas comprovam sua
presença nas amostras. Na Figura 12, a curva
em azul representa as nanocargas funcionalizadas e a pontilhada em verde representa as
nanocargas não funcionalizadas, pelo gráfico
existem evidencias que a perda de massa se
deu de forma mais ampla nos nanocompósitos
funcionalizados devido à presença de material
adicional, VTMS.
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3.4. Resultados e Avaliações das Análises
Térmicas
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
Figura 11 – FTIR - Nanocargas funcionalizadas e não funcionalizadas
76
Figura 12 – TGA - Nanocargas funcionalizadas e não funcionalizadas
Nanocompósitos não funcionalizados e funcionalizados
Tabela 3 – DSC - Propriedades dos Nanocompósitos não funcionalizados.
Nas tabelas 1 e 2 abaixo estão resumidos
os valores encontrados para as temperaturas
de degradação térmica das amostras ensaiadas
por TGA.
Temperatura de fusão (ºC)
Tabela 1 – TGA - Propriedades dos Nanocompósitos não funcionalizados.
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Nanocompósito
não
funcionalizado
% Al2Mo3O12
Temperatura “onset” de
degradação
Máxima
Relativa PEAD
Aumento
%
0%
460,11
1,000
0,000
0,5%
464,83
1,010
1,026
1%
462,49
1,005
0,517
2%
456,39
0,992
-0,809
3%
464,83
1,010
1,026
4%
464,10
1,009
0,867
Tabela 2 – TGA - Propriedades dos Nanocompósitos funcionalizados.
Nanocompósito
funcionalizado
% Al2Mo3O12
Temperatura “onset” de
degradação
Máxima
Relativa
- PEAD
Aumento %
0%
460,11
1,000
0,000
0,5%
462,74
1,006
0,572
1%
461,82
1,004
0,372
2%
463,03
1,006
0,635
3%
460,72
1,001
0,133
4%
462,83
1,006
0,591
Nas tabelas 3 e 4 abaixo estão resumidos
os valores encontrados para as temperaturas
de fusão das amostras ensaiadas por DSC.
Amostra
Tfusão
(ºC)
Tfusão (ºC)
relativas
PEAD
Aumento
%
0%
140,89
1,0000
0,0000
0,5%
143,20
0,9839
1,6396
1%
140,43
1,0033
-0,3265
2%
139,68
1,0087
-0,8588
3%
142,80
0,9866
1,3557
4%
140,20
1,0049
-0,4897
Tabela 4 – DSC - Propriedades dos Nanocompósitos funcionalizados.
Temperatura de fusão (ºC)
Amostra
Tfusão
(ºC)
Tfusão (ºC)
relativas
PEAD
Aumento %
0%
140,89
1,0000
0,0000
0,5%
142,23
0,9906
0,9511
1%
141,29
0,9972
0,2839
2%
142,07
0,9917
0,8375
3%
139,24
1,0119
-1,1711
4%
140,21
1,0048
-0,4826
Outra avaliação possível com a análise
de DSC é o cálculo do grau de cristalinidade
dos nanocompósitos. Para isso utiliza-se uma
equação que relaciona as variações entálpicas
das amostras e a variação entálpica de uma
amostra padrão com teoricamente 100% de
cristalinidade [17]. Essa equação pode ser expressa com uma pequena correção através de
regra de 3 para o % de PEAD que efetivamente está contido em cada corpo de prova e que
participa dos ensaios, como:
77
(1)
Nas tabelas 5 e 6 estão resumidos os valores encontrados dos graus de cristalinidade das amostras ensaiadas e relativas ao PEAD dos nanocompósitos não funcionalizados e funcionalizados.
Tabela 5 – DSC - Cristalinidade dos Nanocompósitos não funcionalizados.
Amostra
Variaçãodeentalpia∆H(J/g)
Grau de
cristalinidade X (%)
∆H(J/g)
relativo PEAD
Para∆Ho=290J/g
∆H(J/g)
Aumento %
G.Crist.Relativo-∆Ho=290J/g
Crist. relativa ∆Ho=290J/g
Aumento % ∆Ho=290J/g
0%
206,9016
1
0,000
71,345
1,000
0
0,5%
210,2120
0,984
1,600
72,124
0,989
1,092
1%
201,6491
1,026
-4,073
68,491
1,042
-4,001
2%
200,2958
1,033
-0,671
66,650
1,070
-6,581
3%
194,4703
1,064
-2,908
62,700
1,138
-12,118
4%
181,3532
1,141
-6,745
55,969
1,275
-21,552
Tabela 6 – DSC - Cristalinidade dos Nanocompósitos funcionalizados.
G.Crist.Relativo-∆Ho=290J/g
Amostra
∆H(J/g)
∆H(J/g)
relativo PEAD
Aumento
%
Para∆Ho=290J/g
Crist. relativa ∆Ho=290J/g
Aumento % ∆Ho=290J/g
0%
206,9016
1
0,000
71,345
1,000
0
0,5%
198,9925
1,040
-3,823
68,275
1,045
-4,304
1%
189,9633
1,089
-4,537
64,522
1,106
-9,564
2%
196,5228
1,053
3,453
65,395
1,091
-8,341
3%
197,1214
1,050
0,305
63,555
1,123
-10,920
4%
195,6522
1,057
-0,745
60,382
1,182
-15,366
Análise Termodilatométrica (TD)
Os registros dos ensaios termodilatométricos estão descritos e construídos abaixo para cada
um dos corpos de prova das 4 séries, Figura 13.
Figura 13 – TD - PEAD e Nanocompósitos não funcionalizados e funcionalizados
Na Tabela 7 abaixo está resumido os valores médios encontrados para amostras ensaiadas
assimcomoforamdescritosnosgráficosacimaparaosnanocompósitosdenanocargasfuncionalizadas e não funcionalizadas.
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Grau de cristalinidade
X (%)
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Variaçãodeentalpia∆H(J/g)
78
Tabela 7 – TD - Nanocompósitos funcionalizados e não funcionalizados.
Material
CET médio (x10-4 ºC-1)
CET Relativo - PEAD
2,291
1
2,291
NNF
NF
NNF
NF
NNF
NF
0,5%
1,476
1,983
1,552
1,155
-35,560
-13,425
1,0%
1,545
2,124
1,483
1,079
-32,569
-7,291
2,0%
1,950
1,801
1,175
1,272
-14,888
-21,371
3,0%
1,718
1,781
1,333
1,286
-24,995
-22,238
4,0%
1,588
1,230
1,442
1,862
-30,670
-46,289
3.5. Resultados e Avaliações das Propriedades
Mecânicas
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
1
vos ao PEAD puro. Na Figura 14 é mostrado
o gráfico das tensões de escoamento médias
para os nanocompósitos funcionalizados e não
funcionalizados em função do percentual de
nanocargas de Al2Mo3O12 e suas respectivas
comparações ao PEAD puro que está representado por 0% de Al2Mo3O12, no gráfico a
abreviação NNF significa “Nanocompósitos
Não Funcionalizados” e NF significa
“Nanocompósitos Funcionalizados”.
As análises desses resultados e suas
consequentes propriedades mecânicas foram
realizadas com base nos valores médios dos
ensaios das 5 séries das amostras, conforme
procedimento também adotado no trabalho
de Chu et al. [14]. Algumas propriedades foram analisadas com base em valores relati-
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Redução % do CET
PEAD
Figura 14 – Tensão de Escoamento Médio por % de nanocargas de Al2Mo3O12
Para quantificar esses comportamentos
devemos realizar uma análise dos aumentos e
reduções percentuais das propriedades, assim
abaixo está descrita a tabela 8 com os valores
percentuais relativos ao PEAD puro e as com-
parações com os nanocompósitos funcionalizados e não funcionalizados para as tensões de
escoamento, as deformações específicas e os
módulos de Young médios.
Tabela 8 – Propriedades mecânicas dos nanocompósitos funcionalizados e não funcionalizados.
Material
PEAD
Tensão de Escoamento (Mpa)
Aumento %
Deformação (mm/
mm)
Módulo de Young
(Mpa)
Redução %
Aumento %
22,46
22,46
-
-
4,76
4,76
-
-
265,664
265,664
-
-
NNF
NF
NNF
NF
NNF
NF
NNF
NF
NNF
NF
NNF
NF
0,5%
23,5317
23,5954
4,7570
5,0405
4,3555
4,1676
-8,5250
-12,4711
291,8250
285,8233
9,8474
7,5883
1%
23,5332
23,6017
4,7635
5,0685
4,5052
3,8333
-5,3817
-19,4916
293,7700
280,5300
10,5795
5,5958
2%
23,1632
23,7036
3,1166
5,5221
4,4102
3,8215
-7,3762
-19,7397
291,6350
291,3433
9,7759
9,6661
3%
23,5328
23,3846
4,7621
4,1023
4,2406
3,6589
-10,9388
-23,1549
293,6050
286,5467
10,5174
7,8606
4%
23,1758
23,1803
3,1726
3,1925
4,3318
3,9708
-9,0220
-16,6050
263,1000
290,0667
-0,9651
9,1855
Abaixo nas Figuras 15 e 16 são mostrados os comportamentos médios dos módulos de Young
e das deformações de acordo com o percentual das nanocargas de Al2Mo3O12.
79
A ductilidade dos nanocompósitos, ou
seja, o grau de deformação que os nanocompósitos suportam sob carregamento até sua ruptura, pode ser avaliada pela razão entre as ducti-
lidades dos nanocompósitos e do PEAD puro.
Na Figura 17 é apresentado o comportamento
de ductilidade dos nanocompósitos em relação
ao PEAD puro.
Figura 17 – Razão da Ductilidade entre PEAD e nanocompósitos
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Figura 16 – Deformações Médias por % de nanocargas de Al2Mo3O12
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Figura 15 – Módulos de Young Médios por % de nanocargas de Al2Mo3O12
3.5.1. Avaliações das superfícies de fratura
80
Porfimasanálisesdassuperfíciesdefratura
dos corpos de prova ensaiados foram realizadas
através do MEV e revelaram importantes comportamentos quando das solicitações mecânicas
trativas. Essas análises concentraram-se nos nanocompósitos funcionalizados para as amostras
com 1% e 4% de nanocargas de Al2Mo3O12. Na
Figura 18 foi demonstrada a análise por EDS do
PEAD puro e da inclusão encontrada na região
de rompimento do nanocompósito funcionalizado com 1% de Al2Mo3O12.OEDSconfirmou
tratar-se do composto Al2Mo3O12 com dimensões por volta de 20µm, caracterizando uma inclusão de material de forma aglomerada.
Figura 18 – EDS do PEAD puro e da inclusão de Al2Mo3O12 no nanocompósito com 1% de nanocarga
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Na Figura 19 é mostrada uma parte da superfície de fratura do nanocompósito com 4% de
nanocargas funcionalizadas de Al2Mo3O12. Nesta superfície é possível observar um aumento gradual
dos níveis de dobramentos das extremidades da ruptura e também um aumento acentuado da “aspereza” ou rugosidade do material.
Figura 19 – Superfície de fratura do nanocompósito com 4% de Al2Mo3O12
São notáveis as inclusões das nanocargas nas superfícies fraturadas do PEAD. Na Figura 20
podemos observar essas inclusões de forma mais abrangente.
Figura 20 – Inclusões de Al2Mo3O12 e suas interações com a matriz no nanocompósito com 4%.
Na Figura 21 foi realizada a análise por EDS para 1% de nanocargas do nanocompósito funcionalizadoconfirmandoapresençadoSilíciodoVTMS.
81
Figura 21 - Inclusões menores no nanocompósito com 1% de Al2Mo3O12
Por fim na Figura 23 encontramos uma
região onde houve uma grande interação entre a
matriz de PEAD e as nanocargas de Al2Mo3O12
funcionalizadas no nanocompósito com 4% de
Al2Mo3O12 Na figura é notável a distribuição
das nanocargas numa região com aparência até
mesmo de certa forma homogênea, as dimensões observadas foram bem inferiores a 10µm.
Figura 23 – Distribuição de nanocargas no nanocompósito com 4% de Al2Mo3O12
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Figura 22 – EDS de duas inclusões no nanocompósito com 4% de Al2Mo3O12
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NaFigura22tambémfoirealizadaaanálisedeEDSdedoispontosdessasinclusõesconfirmando a presença do Silício do VTMS (C5H12O3Si).
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82
4. DISCUSSÃO
Uma primeira avaliação que foi realizada diz respeito às caracterizações dimensionais das nanocargas de Al2Mo3O12 não funcionalizadas e funcionalizadas por MET e as
caracterizações por difração de raios-x, onde
as nanocargas não funcionalizadas apresentaram uma distribuição bimodal. No MET as
nanocargas não funcionalizadas foram observadas da ordem de 100nm ou com cristais
ainda menores aglomerados e as difrações de
raios-x revelaram nanocargas com dimensões
médias de 52 a 5 nm. As nanocargas funcionalizadas com VTMS foram observadas no
MET e apresentaram dimensões da ordem de
100nm a 20nm, demonstrando também que
as nanocargas ainda mantinham seu comportamento bimodal depois da funcionalização,
contudo não foram observadas monocamadas
de VTMS nas nanocargas.
A segunda avaliação que realizamos foi
através da espectroscopia de infravermelho
para demonstrar as possíveis coligações nanocargas-silanos. Com essa análise foi possível
ter indicações da ocorrência do processo de
condensação do VTMS, uma vez que foi observada a banda de absorção a 1154 cm-1 devido
às vibrações de estiramento de Si-O-Si. Outro
indício da presença de VTMS nas nanocargas
funcionalizadas advém da análise realizada
por TGA das nanocargas de Al2Mo3O12 não
funcionalizadas e funcionalizadas. As amostras funcionalizadas perderam 0,5% de massa
a mais do que as amostras não funcionalizadas
durante o ensaio, esse comportamento é um
possível indício de que uma pequena parte do
VTMS estava presente na amostra, envolvendo as nanopartículas de Al2Mo3O12. Nas análises por MEV e através da técnica de EDS das
superfícies de fratura das amostras ensaiadas
por tração foi encontrados o elemento Si para
1% e 4% de nanocargas, este elemento é originário das moléculas do silano C5H12O3Si.
A terceira avaliação diz respeito às análises térmicas por TGA, DSC e TD dos nanocompósitos. A análise por TGA revelou que
os nanocompósitos não funcionalizados não
pioraramsignificativamenteaestabilidadetérmica em praticamente todos os percentuais de
nanocargas de Al2Mo3O12, pois a variação das
temperaturas de degradação dos nanocompó-
sitos foram muito pequenas. Houve uma pequena degradação para 2% de nanocargas, em
torno de 0,8% comparativamente ao PEAD
puro. Na verdade até tivemos uma melhoria da
temperatura de degradação, em torno de 1%
atingindo o valor de 464,83ºC, ou seja, 4,7oC
maior que a do PEAD puro para 0,5% e 3%
de nanocargas. Os nanocompósitos funcionalizados não apresentaram temperaturas de degradações térmicas menores que a do PEAD,
houve na verdade uma melhoria de até 0,6%
para o nanocompósito com 2% em massa de
Al2Mo3O12 e que atingiu a temperatura de
463,03oC, ou seja, por volta de 3oC maior que
o PEAD puro.
Esses resultados apresentando uma
condição térmica estável para o PEAD nos
nanocompósitos não funcionalizados e funcionalizados não é uma novidade em termos
de avaliações no campo dos nanocompósitos com PEAD. A novidade é a estabilidade térmica alcançada com as nanocargas de
Al2Mo3O12especificamenteeademonstração
experimental de que as nanocargas não afetam
negativamente a estabilidade térmica dos nanocompósitos e da matriz.
ChrissafiseBikiaris[18]demonstraram
que o PEAD é um material estável termicamente em aplicações de nanocompósitos, com
variações da perda de massa <0,5% até a temperatura de 300oC, neste trabalho os autores
investigaram a estabilidade térmica de nanocompósitos de PEAD com nanopartículas de
Montmorilonita (PEAD/MMT), PEAD com
Sílica (PEAD/SiO2) e PEAD com nanotubos de carbono de paredes múltiplas modificados quimicamente (PEAD/MWCNTs),
tais nanocompósitos também apresentaram
melhorias da estabilidade térmica em 0,64%
(478,1oC/481,2oC), 0,60% (478,1oC/481oC)
e 0,89% (478,1oC/481,4oC), respectivamente, valores inclusive com a mesma ordem de
grandeza encontrados no presente estudo para
alguns percentuais de nanocargas, como 2
e 4% de Al2Mo3O12 com 0,63%, 0,59% para
os nanocompósitos funcionalizados e 4% de
Al2Mo3O12 com 0,89% para o nanocompósito
não funcionalizado.
A análise por DSC revelou que a temperatura de fusão dos nanocompósitos não funcionalizadosficounointervalode139,68ºCa
143,20ºC, valores extremos para 2 e 0,5% de
83
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
cionalizados, considerando as reduções médias
de todas as amostras, alcançamos de 7 a 46,3%
de redução comparativamente ao PEAD.
Alguns autores já atingiram reduções
dessa magnitude com outros materiais que
apresentam coeficientes de expansão térmica negativa ou baixa e matrizes poliméricas,
tal como Tani et al. [10] com resina fenólica/
ZrW2O8 (~34% de redução em fração volumétrica de 0 a 52% de ZrW2O8), Chu et al. [11]
com epóxi/ZrW2O8 (~38,68% de redução em
40% em volume de ZrW2O8) Como os nanocompósitos de PEAD/Al2Mo3O12/C5H12O3Si
não possuem equivalentes conhecidos na literatura, não temos meios de comparar diretamente os resultados obtidos, contudo podemos
comparar indiretamente através dos estudos
citados e avaliá-los de forma qualitativa, por
exemplo, é notável que os valores alcançados
pelos autores se deram quando da aplicação
de uma concentração elevada de nanocargas (40%, 52% em massa), ao passo que em
nosso estudo utilizamos no máximo 4% de
Al2Mo3O12, ou seja, com uma baixa concentração de nanocargas conseguimos reduções
dasexpansõestérmicasdeformasignificativa
e possivelmente ainda não registrada. Se pensarmos em termos de desempenho e volume
(relação desempenho/volume), o material desenvolvido apresenta uma superioridade que
mereceatençãoemaisinvestigaçãocientífica
para posteriores aplicações.
De uma forma geral a redução das expansões térmicas positivas dos nanocompósitos não funcionalizados e funcionalizados foram bastante similares, mas chama a atenção
o fato da maior redução ter ocorrido para os
nanocompósitos funcionalizados, sugerindo
uma efetiva atuação dos mecanismos de funcionalização nesta propriedade.
Porfimaanálisemecânicacomparativa
entre os nanocompósitos de PEAD com nanocargas de Al2Mo3O12 não funcionalizadas
e funcionalizadas mostrou que os efeitos da
adição dos silanos foram sentidos nas propriedades mecânicas. As tensões de escoamento
médias foram maiores até 5,5% para os nanocompósitos funcionalizados em relação ao
PEAD puro. As deformações foram menores
nos nanocompósitos funcionalizados que atingiram a redução com o valor de até 23,15%,
enquanto os módulos de Young encontrados
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nanocargas respectivamente, ao passo que o
PEAD puro apresentou a temperatura de fusão
de 140,89 ºC, ou seja, com 0,5% de nanocargas atingimos outra melhoria de propriedade,
a temperatura de fusão aumentou em torno de
1,6% em relação ao PEAD puro. Ainda dentro
das análises por DSC, as cristalinidades dos
nanocompósitos não funcionalizados relativas
ao PEAD foram calculadas com base nas entalpias de fusão, através dos picos entálpicos
de fusão e revelaram que os nanocompósitos
não funcionalizados tiveram uma redução da
cristalinidade de até 21,5% para a amostra de
4% de nanocargas. A temperatura de fusão
dosnanocompósitosfuncionalizadosficouno
intervalo de 139,68 ºC a 142,23ºC, valores extremos para 3 e 0,5% de nanocargas respectivamente, sendo que com 0,5% de nanocargas
funcionalizadas atingimos 0,95% de melhoria
na temperatura de fusão. A redução de cristalinidade mais expressiva dos nanocompósitos
funcionalizados ocorreu para 4% de nanocargas e atingiu 15,36%.
Pelo método de DRX o PEAD apresentou o grau de cristalinidade de 79% e pelo
método de DSC foi de 71,34%, valores dentro
da mesma faixa de grandeza. Os nanocompósitos não funcionalizados com 1% de nanocargas apresentaram o grau de cristalinidade de
83,3% por DRX e 68,49% por DSC, valores
que diferem por volta de 14%, essa diferença pode ser explicada hipoteticamente pelas
condições específicas de processamento da
amostra ensaiada em cada caso e/ou pela distribuiçãodenanocargasnaamostraespecífica.
Os nanocompósitos funcionalizados com 1%
de nanocargas apresentaram o grau de cristalinidade de 62.5% por DRX e 64,52% por DSC,
praticamente idênticos visto que ainda pode
haver erros instrumentais que interferiram nos
cálculos por DSC e nas medidas por DRX.
A análise termodilatométrica é sem
dúvida a mais importante dentre as análises
térmicas, pois é através dessas análises que
demonstraremos as reduções das expansões
térmicas positivas dos nanocompósitos, como
foi descrito na 3.4. Tanto os nanocompósitos
não funcionalizados quanto os funcionalizados
apresentaram reduções das expansões térmicas
muitosignificativas,asreduçõesforamdeaté
35,6% para os nanocompósitos não funcionalizados e de 46,3% para os nanocompósitos fun-
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84
foram maiores que os do PEAD puro, exibindo um aumento da ordem de 5 a 10% para ambos os nanocompósitos, funcionalizados e não
funcionalizados, sendo que o valor máximo de
aumento foi de até 10,6% para os nanocompósitos não funcionalizados. As ductilidades
de ambos nanocompósitos foram reduzidas
para todos os percentuais de nanocargas, tendo maiores valores de redução os nanocompósitos funcionalizados. A análise das fraturas
por MEV / EDS dos corpos de prova ensaiados por tração dos nanocompósitos funcionalizados contendo 1% e 4% de nanocargas
evidenciaram a distribuição das nanocargas
de Al2Mo3O12 na região de ruptura. A Figura
18, demonstrou que se trata das nanocargas de
Al2Mo3O12, já a análise do corpo de prova com
4% de nanocargas funcionalizadas apresentou
um aspecto mais dobrado ainda nas extremidades das superfícies das fraturas e certa asperezaourugosidadesuperficialquenãoeranítida para o corpo de prova com 1%. Nas Figuras
19 e 20 é possível observar que as nanocargas
apresentaram uma maior distribuição e foram
encontradas aglomerações, inclusões dispersas
nas superfícies de fratura com dimensões
menores que 10µm. Outra região com nanocargas distribuídas foi examinada visualmente
e por EDS, Figuras 21 e 22. Nessa região foram
encontrados indícios do Silício com um alto
teor, um dos elementos formadores do VTMS.
Na Figura 23 é possível observar uma região
onde existem nanocargas com aglomerações
menores que 5µm que apresentaram uma
grande interação com o PEAD. O nanocompósito nessa região realmente apresentou um
comportamento de alta coligação.
rias dessas temperaturas para alguns percentuaisdasnanocargas,nãohouvemodificações
descomunais de algumas propriedades térmicas como o ponto de fusão e entalpias, além
disso, não houve ocorrências de reduções descomunais e desproporcionais das propriedades
mecânicas, na verdade houve melhorias de algumas dessas propriedades.
Em suma o desenvolvimento dos nanocompósitos de PEAD com nanocargas de
Al2Mo3O12 virgem e funcionalizadas com
C5H12O3Si foi bem sucedido e os materiais foram bem caracterizados. Tais nanocompósitos
demonstraram boa capacidade de processamento e um bom rendimento termomecânico,
apresentaram algumas propriedades bastante
superiores ao esperado, tal fato potencializa e
imprime a necessidade de um maior aprofundamento dos nanocompósitos de matrizes termoplásticas com as nanocargas de Al2Mo3O12.
5. Conclusão
Hongfei Liu , Wei Zhang, Zhiping Zhang
e Xiaobing Chen, Synthesis and negative
thermal expansion properties of solid
solutionsYb2-xLaxW3O12(0≤x≤2),Ceramic
International, v.38, p. 2951–2956, 2012.
Das análises, podemos concluir que as
propriedades e parâmetros definidos como
desejáveis para os nanocompósitos na introdução deste trabalho foram atendidas, ou seja,
obtivemos uma redução da expansão térmica
positiva dos nanocompósitos de forma extremamentesignificativa,nãohouveocorrências
de degradações térmicas de forma abrupta e
anômala, na verdade até conseguimos melho-
6. Referências Bibliográficas
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Negative Thermal Expansion Phenomenon in
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Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
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87
União de Chapas na Indústria Automobilística Pelo Processo de Clinching
Versus Processo de Solda Ponto
Union of sheet metal in the automotive industry for clinching process versus
spot welding
Clinching,
solda a ponto,
Cisalhamento,
Arrancamento
Resumo:
O presente trabalho objetiva comparar a união de chapas processo de
clinching versus processo de solda ponto por resistência elétrica, onde
foi realizado ensaios de resistência a arrancamento e cisalhamento de
corpos de prova unidos por ambos processos. A caracterização metalograficademonstrouqueaestruturadachapa,tantodauniãoporclinching quanto por Solda a Ponto por Resistência Elétrica, apresentou
variaçõessignificativassomentenaregiãopróximaaunião,conforme
era esperado. A união obtida por clinching foi de 27% do valor de FAMM
(Força de Arrancamento Máxima Média) da união Solda a Ponto por
Resistência Elétrica. A resistência ao cisalhamento da união por clinching foi de 40% do valor da resistência ao cisalhamento da união por
Solda a Ponto por Resistência Elétrica. Em ambos os ensaios a união
por Solda a Ponto por Resistência Elétrica mostrou ser mais resistente
garantindo assim melhor união.
Abstract:
This paper aims to compare the process of joining plates clinching process
versus spot welding, which was performed resistance assays pullout
and shear specimens joined by both processes. The metallographic
characterization showed that the structure of the plate, both by the union
and by clinching point for spot welding, showed significant changes only
in the region close to unity, as expected. The union obtained by clinching
was 27% of the union FAMM (Average Pullout Force) spot welding. The
shear strength of the union by clinching was 40% of the shear strength
of the union by the spot welding. In both trials the union by the spot
welding proved more resistant thus ensuring better union.
¹ Fundação Osvaldo Aranha - UniFOA
2
Universidade Federal Fluminense - UFF
3
Universidade de São Paulo - EEL/USP - Lorena, São Paulo
4
Universidade do Estado Rio de Janeiro - UERJ
Keywords:
Clinching,
Spot welding,
Shear,
Pullout
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Palavra chave:
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
Leandro Dias Machado1
Charles Satlher Teixeira1
Thawara Medina Celli Paes2
Horácio Guimarães Delgado Junior1,2,4
Alexandre Alvarenga Palmeira3
Roberto de Oliveira Magnago1,4
88
1. Introdução
A união das chapas que compõem a
carroceria de um veículo é realizada através
de processos de soldagem, sejam eles MIG/
MAG, TIG, resistência elétrica, etc. Dentre
todos, este ultimo, resistência elétrica, possui
uma grande aplicação, em função de permitir
uma boa qualidade da união entre a as partes,
o mesmo pode ser automatizado e/ou robotizado, além de sua simplicidade, facilidade de
utilização, grande capacidade de reprodutibilidade da característica da união, e grande facilidade de reprodutibilidade.
O presente trabalho procura discutir
os diversos aspectos associados à utilização do
processo de clinching comparando ao processo de solda ponto por resistência elétrica onde
seu uso se destaca na indústria automobilística.
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Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - Junho/2013
2. Processo de Soldagem por
Resistência
Para realizar uma solda a ponto, que é
uma subclassificação de soldagem por resistência, duas chapas ou mais, são colocadas
sobrepostas, sendo pressionadas por eletrodos
para garantir um bom contato elétrico [1]. A
Figura 1 mostra a sequência básica de um ciclo de soldagem a ponto. Sendo FE a força de
soldagem e IS a corrente de soldagem. O tempo compreendido entre as fases 1 e 6 chama-se
tempo de soldagem. Na etapa 1, os eletrodos
iniciam o processo de descida para que as chapas sejam pressionadas. As chapas devem ser
pressionadas de tal forma que ocorra um bom
assentamento e evite problemas como expulsão de metal fundido da zona de solda, este
processo ocorre na etapa 2. Na etapa 3, os eletrodos são mantidos sobre pressão e a corrente
de soldagem é liberada, inicia-se então o processo de formação do ponto de solda. Na etapa
4, o ponto de solda já formado, a corrente de
soldagem é desligada, porém os eletrodos são
mantidos sobre pressão para que o ponto de
soldasolidifiquesobpressão.Apósasolidificação do ponto de solda, a força de soldagem
aplicada pelos eletrodos é desligada até a aber-
tura total dos eletrodos, esse processo ocorre
nas etapas 5 e 6 [2].
Figura 1: Soldagem por resistência elétrica
Após a conclusão do ciclo de soldagem,
um ponto de solda deverá ter sido formado,
como mostrado na Figura 2. O ponto de solda
e a região da solda devem ter algumas características. Tais como apresentar um diâmetro
mínimo especificado por norma, bem como
uma profundidade de penetração na área soldada. A endentação é a uma impressão deixada pelos eletrodos na chapa durante o processo
de soldagem, sendo desejável que ela seja a
mínima possível [3 e 4].
Figura 2: Características do ponto de solda
2.1. Processo de união de chapas por conformação - clinching
Segundo a Tox® Pressotechnik [5], o processo de União de Chapas por Conformação a
Frio (UCCF), também conhecido como clinching ou Ponto Tox® é o processo que utilizando dos regimes elástico/plástico de cada
material, pela ação da conformação, resultará
na união das chapas, por engastamento com
propriedades de resistência a destacamento e
cisalhamento, com repetibilidade e controle.
No elemento ocorre o encruamento do material devido à deformação plástica imposta pela
ferramenta. O encruamento aumenta a resis-
tência do material da chapa nos locais onde o ponto é mais solicitado (não há fatores que causam
concentração de tensão em torno do elemento) [6].
A Figura 3, a seguir, mostra seções transversais do elemento de junta cilíndrico realizado por
este processo [7].
89
Os ensaios experimentais de clinching
e solda a ponto por resistência elétrica foram
efetuados com o material Aço B53 3106 ES
0,67mm, com revestimento galvanizado. A
superfície da folha é uniforme e apresenta
boa capacidade de proteção. Além disso, o revestimento galvanizado é isento de chumbo,
apresenta boas características anti corrosão e
previne fratura na camada galvânica quando
em esforço. Este material é utilizado para fabricação de elementos de carroceria de veículos automotores.
Com intuito de comparar os dois processos apresentados, tomamos por base o diâmetro do ponto de união clinching determinado
pela TOX® e utilizamos a medida de 6 mm
para união de chapas pelo processo de soldagem por resistência elétrica. O corpo de prova
utilizado nos ensaios de destacamento (arrancamento) e cisalhamento para os dois processos de união de chapas segue o mesmo padrão
para os ensaios de UCCF (União de Chapas
por Conformação a Frio) [5, 8 e 9], conforme
lay-out apresentado na Figura 4.
Foram realizados dois principais tipo de
ensaios: Arrancamento (tração) e cisalhamen-
to, seguindo a orientação da TOX [5], foram
ensaiados 5 corpos de prova para cada tipo de
processo. Os ensaios estáticos dos materiais
foram realizados no laboratório do UniFoa, na
máquina universal de tração EMIC DL 10000,
capacidade máx. de 100 kN, na temperatura de
23ºC e velocidade de deslocamento de 5mm/
min, seguindo a recomendação de condição
quase estática definida por Lin et. al. [10] e
Lee et. al. [11].
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2.2. Procedimento Experimental
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Figura 3: Seções transversais de junta cilindrico
Figura 4: Lay-out do corpo de prova
90
3. Resultados e Discussões
3.1. Análise Metalográfica
Nas Figuras 5 e 6, a seguir, é apresentadaamacrografiadopontoClinching atacado
com reagente de Iodo á 4 minutos, podemos
observar que na formação da união, as regiões claras (D) são a estrutura sem alteração,
as regiões mais escurecidas (A, B e C), onde o
material sofre maiores deformações plásticas
ocorre o encruamento dos grãos aumentando a
dureza e a resistência da união.
Figura7:MacrografiadeumpontodeSoldaporResistência
Elétrica.
Na micrografia do ponto de Solda por
Resistência Elétrica (Figura 8), podemos observar na região de fusão do ponto (A), uma
mudança do tamanho dos contornos de grãos
provocados pelo aumento da temperatura e resfriamento rápido, na zona térmica afetada pelo
calor (B) a mudança da estrutura do material,
e na região (C) os contornos de grãos do metal
de base sem alteração da estrutura do material.
Figura5:Macrografiadeumpontoclinching
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Namicrografia(Figura6),podemosobservar as linhas de concentração de tensões
regiões encruadas (B, C), e os contornos de
grãos da união (A, D) regiões sem alteração
da estrutura do material.
Figura8:MicrografiadeumpontodeSoldaporResistência
Elétrica.
3.2. Ensaios de Arrancamento Clinching X
Solda Ponto por Resistência Elétrica
No ensaio de arrancamento do clinching
foi utilizado uma célula de carga com capacidade de 5 kN, assim como no de Solda por
Resistência, os quais apresentaram os seguintes resultados (Figura 9).
Figura6:Micrografiadeumpontoclinching.
Na macrografia do ponto de Solda por
Resistência Elétrica atacado com reagente de
Iodo á 4 minutos (Figura 7), podemos observar
a região de fusão do material (a), a zona térmica
afetada do ponto (b) e o metal de base (c).
[a]
91
[a]
[b]
Figura 9: Resultados dos ensaios de arrancamento
Assim como no ensaio anterior, nos ensaios de cisalhamento Clinching foram utilizados uma célula de carga com capacidade de
5kN, e no de Solda a Ponto por Resistência
Elétrica uma célula de carga com capacidade
de 10 kN, os quais apresentaram os seguintes
resultados Figura 10.
Nos resultados dos ensaios de cisalhamento Figura 10, podemos observar que a
união por conformação a frio diâmetro 6mm
apresenta força de cisalhamento média de
1.270N a deformações de 4,7mm, e a Solda
por Resistência Elétrica do mesmo diâmetro
força de ruptura média de 3.250N a deformações de 6mm. A resistência ao cisalhamento
da união por clinching foi de 40% do valor da
resistência ao cisalhamento da união por Solda
a Ponto por Resistência Elétrica.
4. Conclusões
Acaracterizaçãometalograficademonstrou que a estrutura da chapa, tanto da união
por clinching quanto por Solda a Ponto por
Resistência Elétrica, apresentou variações significativassomentenaregiãopróximaaunião.
A união obtida por solda a ponto por resistência elétrica apresentou FAMM aproximadas
de 2.900N com uma deformação de 13mm.
Sendo assim a FAMM da união por clinching
foi de 27% do valor de FAMM da união Solda
a Ponto por Resistência Elétrica. Com relação
aos resultados dos ensaios de cisalhamento a
união por solda a ponto por resistência elétrica
apresentou força de ruptura média de 3.250N
a deformações de 6mm. A resistência ao cisalhamento da união por clinching foi de 40% do
valor da resistência ao cisalhamento da união
por Solda a Ponto por Resistência Elétrica. Em
ambos os ensaios a união por Solda a Ponto
por Resistência Elétrica mostrou ser mais resistente garantindo assim melhor união.
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3.3. Ensaios de Cisalhamento Clinching X
Solda a Ponto por Resistência Elétrica
[b]
Figura 10: Resultados dos ensaios de cisalhamento.
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Podemos observar que a união por conformação a frio diâmetro de 6 mm apresentaram Força de Arrancamento Máximo Médio
(FAMM) de 700 N com uma deformação de
5mm, a união obtida por solda a ponto por resistência elétrica, com mesmo diâmetro, apresentou FAMM aproximadas de 2.900N com uma
deformação de 13mm. Sendo assim a FAMM da
união por clinching foi de 27% do valor de
FAMM da união Solda a Ponto por Resistência
Elétrica.
92
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