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Centro Universitário de Volta Redonda - Ano VIII - Edição Especial - Junho/2013
Multidisciplinar
CADERNOS UniFOACENTRO UNIVERSITÁRIO DE VOLTA REDONDA
FUNDAÇÃO OSWALDO ARANHA
ISSN 1809-9475
CADERNOS UniFOACENTRO UNIVERSITÁRIO DE VOLTA REDONDA
FUNDAÇÃO OSWALDO ARANHA
Edição Especial do Curso de Mestrado Profissional em Materiais - MEMAT
Junho/2013
FOA
Comitê EditorialAndré Resende de Senna
Denise Celeste Godoy de Andrade RodriguesVitor Barletta Machado
Conselho EditorialAgamêmnom Rocha de Souza
Ana Carolina Callegario PereiraAndré Barbosa Vargas
Carlos Alberto Sanches PereiraCarlos Roberto Xavier
Danielle Pereira Cintra de SennaDimitri Ramos Alves
Élcio NogueiraÉrica Leonor Romão
Erika Fraga RodriguesIvanete da Rosa da Silva de Oliveira
Júlio César de Almeida NobreJúlio César Soares Aragão
Katia Mika NishimuraLeonardo Mello de SousaMarcello Silva e SantosMarcelo Alves de Lima
Margareth Lopes Galvão SaronMaria Aparecida Rocha GouvêaMaria Auxiliadora Motta BarretoMaria Carolina dos Santos Freitas
Mauro César Tavares de SouzaMichelle Lopes Ribeiro Guimarães
Monica Santos BarisonOtávio Barreiros MithidieriPaulo Roberto de AmorettyRicardo de Freitas CabralRodolfo Liberato Noronha
Ronaldo Figueiró Portella PereiraSabrina Guimarães SilvaSandy Sampaio VideiraSérgio Elias Vieira Cury
Sinara Borborema GabrielWalter Luiz Moraes Sampaio da Fonseca
Conselho Editorial ad hocAdriano Arnóbio José da Silva e Silva
André Marques dos SantosCarolina Tavares Schumann
Claudinei dos SantosDouglas Mansur da Silva
Fábio Aguiar AlvesJoão Paulo Rodrigues
Luiz Augusto Fernandes RodriguesPriscila Filgueiras DuarteRenato Teixeira da Silva
Tamara Nunes de Lima CamaraTatiana Gomes Martins
Revisão de Língua Portuguesa e InglesaMarcel Álvaro de Amorim
Editor de LayoutLaert dos Santos Andrade
Estagiários Editora FOALucas de Brito / Matheus Menezes
FOAPresidente
Dauro Peixoto Aragão
Vice-PresidenteJairo Conde Jogaib
Diretor Administrativo - FinanceiroIram Natividade Pinto
Diretor de Relações InstitucionaisJosé Tarcísio Cavaliere
Superintendente ExecutivoEduardo Guimarães Prado
Superintendência GeralJosé Ivo de Souza
UniFOAReitora
Claudia Yamada Utagawa
Pró-reitor AcadêmicoDimitri Ramos Alves
Pró-reitora de Pós-Graduação,Pesquisa e ExtensãoKatia Mika Nishimura
Cadernos UniFOAEditora Executiva
Flávia Lages de Castro
Editora CientíficaDaniella Regina Mulinari
EXPEDIENTE
FICHA CATALOGRÁFICABibliotecária Gabriela Leite Ferreira - CRB 7/RJ - 5521
C122 Cadernos UniFOA : Edição especial do curso de Mestrado ProfissionalemMateriais/CentroUniversitáriodeVolta 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
Centro Universitário de Volta Redonda - UniFOA
Campus Três Poços
Av. Paulo Erlei Alves Abrantes, nº 1325Três Poços, Volta Redonda /RJ
CEP 27240-560Tel.: (24) 3340-8400 - FAX: 3340-8404
www.unifoa.edu.br
Versão On-line da Revista Cadernos UniFOAwww.unifoa.edu.br/cadernos
Submissõeswww.unifoa.edu.br/cadernos/ojs
SUMÁRIO
EDITORIAL .................................................................................................................................................................... 9
Análise das propriedades de ferramenta de corte cerâmicas de nitreto de silicio (Si3N4) usando diferentes aditivos .......11Joaquim 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 cana-de-açúcar ...........................................................................................................................................................................19Rayane Lima de Moura Paiva e Daniella Regina Mulinari.
Efeito do duplo envelhecimento nas propriedades da liga Ti-10Mo-20Nb .......................................................................29José Vicente de Paiva Panaíno, Jadir Lemos, Raphael Alexander Ribeiro, Emanuel Santos Jr e Sinara Borborema Gabriel.
ImplementaçãopassoapassodoscritériosdefalhasemflexãoemcompósitosPPS/FibrasdeCarbonoatravésdoProgra-ma ANSYS .........................................................................................................................................................................35Eder José Siqueira, Roberto de Oliveira Magnago, Fernando de Azevedo Silva e Edson Botelho Cochieri.
Influêncianapolimerizaçãodeaglomeranteparaasindústriasmetalúrgicasdaproduçãodealumínio ...........................43Linowesley Teixeira Valentim, Rosinei Batista Ribeiro e Bianca Siqueira Martins Domingos.
Estudo da Sinterabilidade de cerâmicas dentárias de ZrO2(Y2O3)-Biovidro usando dilatometria. ....................................51Luiz 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 ...........................59Horácio 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 ex-pansão térmica baixa de Al2Mo3O12 ...................................................................................................................................67Alexandre R. Soares, José R.M. d’Almeida, Bojan Marinkovic.
União de Chapas na Indústria Automobilística Pelo Processo de Clinching Versus Processo de Solda Ponto .................87Leandro 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 ........................11Joaquim 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 ...19Rayane Lima de Moura Paiva e Daniella Regina Mulinari.
Effect of double aging in the Properties of Ti-10Mo-20Nb Alloy ......................................................................................29José 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 ....................35Eder 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 ...................................43Linowesley Teixeira Valentim, Rosinei Batista Ribeiro e Bianca Siqueira Martins Domingos.
Investigation of the sinterability of ZrO2(Y2O3)-bioglass dental ceramics by dilatometry ................................................51Luiz 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 ...............................59Horácio 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 ther-mal expansion of Al2Mo3O12 the steel welding ...................................................................................................................67Alexandre R. Soares, José R.M. d’Almeida e Bojan Marinkovic.
Union of sheet metal in the automotive industry for clinching process versus spot welding ............................................87Leandro Dias Machado, Charles Satlher Teixeira, Thawara Medina Celli Paes, Horácio Guimarães Delgado Junior, Alexandre Alvarenga Palmeira e Roberto de Oliveira Magnago.
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Editorial
ApresentoaquartaediçãoespecialdaRevistaCadernosUniFOAdoMestradoProfissionalem Materiais (MeMat), no intuito de divulgar os resultados das pesquisas realizadas em nossa instituição à comunidade.
Ediçãoqueapresentanovetrabalhosnasmaisdiversasáreaselinhasdepesquisacientíficaligadas ao estudo de materiais.
OprogramadepósgraduaçãoprofissionaldoUniFOApassou/passaporsuagrandeprimeiraavaliação 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!
Roberto de Oliveira MagnagoProf.doMestradoProfissionalemMateriais.
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1 UNIFOA - Av. Lucas Evangelistas, 862, Volta Redonda, CEP. 27215-530, Brasil. 2 FATEC - Rod. Vereador Abel Fabrício Dias, 4010, Pindamonhangaba, CEP. 12445-010, Brasil.3CTA - Centro Técnico Aeroespacial
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
Joaquim Lopes Pereira1
Jose Vitor Candido de Souza1,2
Olivério Macedo Moreira Silva3
Emerson Augusto Raymundo1
Resumo:A busca incessante por novos materiais faz parte do desenvolvimen-to científico e tecnológico das indústrias no país. Entretanto entre asclasses dos materiais, os cerâmicos vêm apresentando importantes evo-luções do ponto de vista cientifico e tecnológico, com destaque paraas 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 re-duzido 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 desenvolvimen-to 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 caracteri-zações foram realizadas em função da densidade relativa pelo método de Arqhimedes, perda de massa pela medida antes e após sinterização, ana-lise das fases por difração de raios–X, microestrutura por microscópico eletrônico de varredura (MEV), e dureza e tenacidade à fratura pelo mé-todo 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.
Palavra-chave:
Si3N4
Diferentes aditivos
Propriedades físicas e mecânicas
Aplicações tribológicas
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13 1. Introdução
Em geral as cerâmicas a base de alumi-na, nitreto de silício, nitreto cúbico de boro, e outras com características covalentes apre-sentam melhor estabilidade em altas tempera-turas, e superior resistência ao desgaste, com-parada 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 promo-vem importantes propriedades tribológicas, também pode levar a instáveis propriedades mecânicas, que são responsáveis pelas fra-turas durante as suas aplicações. O compor-tamento frágil dessas cerâmicas são um dos principais fatores responsáveis por sua restri-ção 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 re-forçado com SiC [3]. Entretanto aplicações específicasdessesmateriaiscomoferramen-
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 cien-tíficos e tecnológicos alcançados através depesquisas 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, desenvolvi-mento de novas geometrias, sistema de lubri-ficaçãoeoutras,têmlevadoessasferramen-tas 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 pos-sam levar ao sucesso desses materiais como ferramenta de corte no processo de manufa-tura de componentes das indústrias automo-bilísticas e aeronáuticas.
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.
Keywords:
Si3N4
Mechanical Properties
Characterizations
Machining Tools
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1.1. Mecanismos de desgaste em ferramen-tas cerâmicas
Nos processos de usinagem vários meca-nismos podem levar as ferramentas ao desgas-te. Os desgastes por abrasão são predominan-tes 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 mecâni-ca entre os materiais [5]. Os desgastes por cra-tera são causados pela ocorrência de tensões localizadas que leva à deformação plástica deumafinacamadadoscavacosadjacenteainterface ferramenta/cavaco conhecida como zonadefluência[7].Nosdesgastesdecrate-raosmecanismossãoinfluenciadospelaaltatemperatura 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), ob-servou que no processo de usinagem do ferro fundido vermicular usando ferramentas ce-râmicas de α-SiAlON, o desgaste de craterafoi predominante. Entretanto com o passar do tempo ocorre à fratura de partes da ferramen-ta. 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 re-gião levam a transformação das fases intergra-nular da ferramenta, que consequentemente levam formação de micro-trincas nessa região, as quais podem levar a ferramenta a sofrer fa-lhacatastrófica,emfunçãodotempo[8].
2. Procedimentos Experimentais
As composições a base de Si3N4 foram pre-paradas utilizando materiais de alta pureza. As composiçõesforamdesenvolvidasusandopósα-Si3N4 (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 (EEL-USP), 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 utili-zandoálcooletílico.Apósamoagemverificouaperda 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 estu-fa 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 metáli-ca na forma quadrada de 16,36mm x 16,36mm x 7,5mm com carga de 80 MPa, seguida de prensa-gem isostaticamente com carga de 300 MPa/2min. Os corpos a verde foram acomodados em um ca-dinhodegrafite,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 sin-terização as cerâmicas a base de nitreto de silício foram submetidas análises das fases por difração deraios–XusandoradiaçãoCu-Kα.Aanálisededensidade relativa das amostras foram realizadas utilizando o principio de Archimedes, e as pro-priedades mecânicas foram realizadas com uso do método de indentação Vickers. Após análise das propriedades, as ferramentas foram submetidas ao processoderetifica(lapidação)paraobtençãodasgeometriasfinaldeacordocomanorma1832.
Tabela 1. Mostra as composições das ferramentasComposição (wt.%) α-Si3N4 Al2O3 Y2O3 CTR2O3 CeO2
A 78,50 12,50 9,00
B 78,50 12,50 9,00
C 78,50 12,50 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%
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3. Resultados e Discussões
Os resultados obtidos são discutidos em função das propriedades físicas e mecânicas, os quais mostraram diferentes valores em fun-ção dos diferentes tipos de aditivos utilizados. Entretanto os resultados apresentam impor-tantes 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 rela-cionada com a volatilização dos óxidos durante a sinterização. A diferença de perda de massa
entre as composições analisadas estão relacio-nada com a formação de SiO e AlO volátil cuja formação é favorecida pela presença de O2, mes-mo com o uso de atmosfera nitrogênio com pres-são de 0.1 MPa [10]. De acordo com recentes estudos,aretraçãolinear,densificaçãoeaperdade massa iniciam-se em torno da temperatura de 1250 °C, e vai aumentando sua proporção em função do tempo e da temperatura de sinteriza-ção, fazendo uma sequencia de três estágios. Na temperatura de 1250 °C começa a ocorrer o rear-ranjo 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 se-rem pontual para cada composição, a amostra C, que possui a presença de Y2O3, adensificaçãoa1850 °C foi a mais baixa, devido à menor con-centração de liquido existente, o que reduziu a totaltransformaçãodoα-Si3N4 [11].
Os resultados mostrados na Tabela 2 ocorrem em função do tipo de aditivos utiliza-dos que para sinterização. Possivelmente esses aditivos formam menor quantidade de fase li-quida nas temperaturas de 1750 a 1850 °C, e conforme o tempo de patamar (1h) pode não ocorrer uma densificação total. Assim pode-mos concluir que os líquidos formados apre-sentam baixa viscosidade promovendo rápida densificação.Nessascondiçõesvárioselemen-tos vão sendo volatilizados principalmente, em função dos elementos como: Yb2O3, Er2O3, Dy2O3, HO2O3, Tm2O3 e CeO2. Na temperatu-ra de 1850 °C a composição que apresentou maior quantidade de Y2O3 mostrou maior pre-sençadafaseα-SiAlONemelhordensificação.Isso também explica a baixa densidade das ce-râmicas em função da baixa viscosidade e das características volátil dos aditivos quando uti-lizados na sinterização por fase liquida. Nessas condições os rearranjos, solução e precipitação são prejudicadas e dessa maneira aparecem os
poros nos materiais prejudicando as proprieda-des mecânicas dos mesmos.
3.2. Análises das Fases Presentes nas Cerâmicas Sinterizadas
Os resultados de difração de raios-X mos-trando na Figura 1 mostram as fases obtidas em função dos tipos de aditivos utilizados. As cerâmi-cas que foram aditivadas com Y2O3 (Fig. 1a) mos-troupredominânciada faseα-SiAlON,enquantoque as amostras com CTR2O3 (Fig. 1b) e CeO2 (Fig.1c)mostrarampredominânciadafaseβ-Si3N4. Entretanto as cerâmicas com adição de CeO2 mos-traramquealémdafaseβ-Si3N4, presença da fase α-Si3N4. Isso pode ter ocorrido em função da alta temperatura que promoveu a volatilização de ma-teriaisenãohouvetemposuficienteparaatransfor-mação de fases. Esses resultados mostraram que o Y2O3 promoveu uma melhor estabilização da fase α-SiAlON.Essecomportamentotemsidoexplica-do em recente literatura, Kurama, (2002).
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 98,40 ± 0,18 16,34 ± 0,34 2,80 ± 0,22B 97,94 ± 0,25 15,96 ± 0,23 3,75 ± 0,35C 97,21 ± 0,43 15,38 ± 0,18 4,48 ± 0,41
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3.3. Análises das Microestruturas das Cerâmicas
As microestruturas das cerâmicas sinteri-zadas são mostradas na Figura 2. Analizando os resultados podemos observar microestrutu-ras com grãos alongados para as amostras B eC, característicada faseβ-Si3N4. Entretanto na amostra C, podemos observar que microes-trutura apresenta-se de maneira grosseira com misto de grãos muitos grandes e alguns peque-nas, com características de vazios entre os ar-ranjos 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 du-rante a preparação da amostra. De uma maneira geral nas Fig. 2a e 2b mostram uma tendência de microestrutura com menos incidência de fa-lhas microestruturais, mesmo apresentando di-ferentes 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 mi-croestrutura totalmente irregular devido a pos-síveldistribuiçãodosaditivos,oqueinfluenciana formação da fase liquida e como consequên-cianadensificaçãodaceramica.
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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Nessa tabela poder ser observado que o uso dos aditivos Al2O3/Y2O3 e Al2O3/CTR2O3 apresentaram importantes valores de micro-dureza Vickers e tenacidade a fratura, devido apresençadafaseα-SiAlON/β-Si3N4 e as fa-ses remanescentes. Na amostra aditivada com Al2O3/CeO2 podemos observar um maior va-lor 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 aumen-to da tenacidade à fratura com aumento da fase β-Si3N4 devido à razão de aspectos apresen-tados pelos grãos. Na amostra aditivada com Al2O3/CeO2 um outro fator pode ter contribuí-do para aumento da tenacidade a fratura é a presençadafaseα-Si3N4 e possíveis porosida-des existentes.
Os valores das propriedades mecânicas obtidas podem ser considerados satisfatórios para diversas aplicações tribológicas, incluído o uso como ferramentas de corte, mas faz ne-cessárioconhecerasespecificaçõesdosmate-riais a ser usinado e suas mudanças durante o processo de usinagem. Os resultados de pro-priedades mecânicas obtidas nesse trabalho estão de acordo com [12, 13 e 14].
4. Conclusões
Os resultados obtidos nesse trabalho mos-traadiversificaçãodeproprieddaesobtidasemfunção dos diferentes aditivos utilizados. Como resultados podem observar que o CTR2O3 apre-senta propriedades promissoras para substitui-ção do Y2O3 como aditivos. Entretanto para cada tipo de aditivos se faz necessários estudos mais aprofundados dos parâmetros de sinteri-zações. Isso também é possível para o uso de CeO2 como aditivos. Dotado de conhecimentos específicos para as aplicações das cerâmicasdesenvolvidas nesse trabalho é possível utiliza-las em diversos meios.
5. Referencias
[1] SANDVIK, Modern Metal Cutting (1st edn.), Sandvik Coromant Technical Editorial Department, Tofters Tryckeri, Sweden (1994).
[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-SiCceramiccompositesby liquidphase 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).
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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
Palavra-chave:
Polipropileno
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.
Keywords:
Polypropylene
Natural Fibers
Mechanical Properties
Environmental Aging
Centro Universitário de Volta Redonda/UniFOA.1
Universidade do Estado do Rio de Janeiro.2
Resumo:Compósitos de polipropileno (PP) reforçados com fibras provenientedobagaçodecana-de-açúcarmodificadas,emdiferentesproporçõesfo-ram preparados. Também foi realizado envelhecimento ambiental nos compósitos e determinado suas propriedades mecânicas. Os resultados obtidos revelaram que o tratamento químico provocou alteração na co-loração e na composição química das fibras, removendo impurezas econstituintes amorfos como lignina e hemicelulose, as técnicas de FTIR, difratometriadeRaiosXemicroscopiaeletrônicadevarreduraconfir-maramessesdados.Alémdisso,observou-seaadiçãodefibrasnaturaisna matriz PP proporcionou uma melhora nas propriedades mecânicas dos materiais. O teste do intemperismo revelou um leve ganho de massa após75dias,masficouclaroqueainserçãodefibrasapresentamaiorganho de massa quando comparado ao PP puro.
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1. Introdução
Atualmente, a necessidade de desenvol-ver e comercializar materiais compósitos refor-çadoscomfibrasvegetaistemcrescido,devidoa 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 disponi-bilidadedefibrasederesíduosagroindustriaisainda não se tem ampla utilização ou aplicação destes. Apesar do interesse nesta área ter au-mentado,porenquanto,predominamasfibrasdevidroeasfibrassintéticas,principalmente,as derivadas de petróleo (BENINI, 2011).
E um fator importante que favorece o empregodefibrasvegetais como insumo re-novável 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 reaprovei-tamentodosmateriaisnofinaldociclodevidado (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 limita-ção para aplicação dos materiais poliméricos em muitas situações é decorrente da baixa sen-sibilidade dos polímeros orgânicos à alta tem-peratura. 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 redu-ção de propriedades físicas do material. A sen-sibilidade dos polímeros à temperatura depende da estrutura e tipo de ligação química presen-tes na cadeia polimérica (CANEVAROLLO, 2002; JIANG et al., 2012).
O controle da degradação térmica é de fundamental importância durante o processa-mento do polímero, embora possa acontecer em outras fases do ciclo de vida do material, desdeasuasínteseatéoseuusofinal.Duranteo processamento de polímeros com baixa esta-bilidade térmica, a ação do calor e do cisalha-
mento intenso torna obrigatório o uso de es-tabilizantestérmicosespecíficos,compatíveiscom 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 tambémpodem sofrer degradação devido a agentes biológicos, meios ácidos e alcalinos, absorção de umidade, radiação ultravioleta e tempera-tura.Oscomponenteslignocelulósicosdasfi-bras vegetais respondem de diferentes formas aos meios citados. O processo de degradação fotoquímica por luz ultravioleta (UV), por exemplo ocorre quando as fibras são expos-tas a ambientes externos. A degradação ocor-re inicialmente na lignina, que é responsável pelamudançadecordafibra.Emcomparaçãoa lignina, a celulose é muito menos suscetível a degradação UV, em contrapartida a hemice-lulose e a celulose são mais suscetíveis a altas temperaturas (RODRIGUES, 2007).
Desta forma, é importante avaliar a esta-bilidade desses materiais, ou mesmo avaliar a eficiênciadedeterminadoscomponentesdeumaformulação. 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 es-tações de exposição ambiental (envelhecimento ambiental) ou em laboratório (envelhecimento acelerado) (DEL CARPIO, 2009).
Nos ensaios de envelhecimento ambien-tal (natural) o compósito é exposto ás condi-ções ambientais próximas da real condição de uso do material (RODRIGUES, 2007), por-tanto é importante conhecer detalhadamente as condições geográficas e climáticas do lo-cal,poisaluzsolarsofreinfluênciadevidoàépoca do ano, latitude, altitude, hora do dia, ângulo de exposição, composição da atmos-fera sofre influência dos poluentes, umidadee 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
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ensaiosmecânicosepeçasnoformatofinaldeuso. A análise de sua degradação pode ser fei-ta através da avaliação visual, medição de cor de superfície, avaliação das propriedades me-cânicas 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 mate-rial, 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 reforçadoscomfibrasdebagaçodecanaporenvelhecimento acelerado, bem como a ava-liação das propriedades mecânicas.
2. Experimental
Para a confecção do compósito foram utilizadasfibrasprovenientesdobagaçodeca-na-de-açúcarepolipropileno.Afibradobaga-ço de cana-de-açúcar utilizada nesse trabalho foi fornecida pela Edras Ecossistemas, loca-lizada em Cosmópolis – SP. O procedimento realizadoparaotratamentodafibrafoiaimer-sãodasfibrasdebagaçodecana-de-açúcaremuma solução de NaOH à 10% m/v durante 1 hora e em temperatura ambiente, após esse tempo,asfibrasforamlavadasexaustivamen-te 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 ca-lor e alta resistência ao impacto.
Paraavaliaroefeitodamodificaçãonasfibrasforamrealizadasanálisespormeiodastécnicas de Difratometria de Raios X (DRX), Microscopia eletrônica de varredura (MEV) e Espectroscopia de infravermelho (FTIR).
Os difratogramas de Raios X das fi-brasdobagaçoinnaturaemodificadasforamobtidos para determinar o tipo de estrutura física, ou seja, os parâmetros de redes e os espaçamentos interplanares da rede cristali-na do material, permitindo identificá-lo me-diante comparação com estruturas cristalinas já conhecidas, determinando se o material é amorfo ou cristalino. Para obter os difratogra-mas, foi utilizado um difratômetro de Raios X da Shimadzu XDR-6000, disponível no Departamento de Engenharia de Materiais da EEL/USP,comfontederadiaçãoCuKα,vol-tagem de 40 kV, corrente de 40 mA, varredura 0,05(2θ/5s)paravaloresde2θentre10e70º.
As micrografias foram obtidas em ummicroscópio 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 elé-trons secundários, com o intuito de obter in-formações quanto à morfologia e composição dasfibras.Asamostrasforamfixadasemumsuporte com auxílio de uma fita de carbonodupla face e submetidas ao recobrimento me-tálico com ouro.
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Comopropósitodeavaliaramodificaçãorealizadanasfibrasapósotratamentoalcalinoeidentificarasvibraçõeseestiramentosdasli-gações efetivas dos materiais foi feita uma aná-lise 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 uti-lizando uma pressão de 10 kgf.cm-2 sob vácuo durante 5 min, em seguida foi efetuada a varre-dura 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 re-forço) foram obtidos em um homogeneizador para plásticos. Inicialmente o reforço e a ma-triz foram secos em estufas a 50 ºC por cerca de 2 h. Após mistura entre reforço e matriz no homogeneizador “Dryser”, o material foi mo-ído em moinho granulador e novamente seco em estufa a 50 ºC por 2 h, injetado para ob-tençãodoscorposdeprovaflexão.Oscorposde prova foram obtidos utilizando o mesmo procedimento, para efeito de comparação com diferentesproporçõesdefibrascomorelacio-nados 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 30Tabela1.DescriçãodoscompósitosdePPreforçadoscomdiferentesproporçõesdefibras
Os ensaios de flexão foram realizadosem um equipamento da marca EMIC. Foram analisados cinco corpos de prova, com dimen-sões de acordo com a norma ASTM D 790 – 03 com 13 mm de largura, 130 mm de compri-mento e 6 mm de espessura. As propriedades mecânicasderesistênciaàflexãoemódulodeelasticidadeemflexãoforamavaliadas.
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 amos-tras. As amostras foram pesadas semanalmen-te e submetidas á exposição aos fenômenos ambientais durante 75 dias na cidade de Volta RedondanoBairroSantaCruz,nofinaldesteciclo estas foram pesadas novamente, o que possibilitou a avaliação do percentual de per-da 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
Amodificaçãoquímicadasfibrasprove-nientes do bagaço de cana de açúcar foi realizada afimdemelhoraraadesãoentreasfibrasema-triz e, consequentemente, melhorar as proprieda-desmecânicasdoscompósitos.Asmicrografias
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Figura3.MEVdasfibrasdebagaçodecanainnatura:(a)500X;(b)1000X;(c)5000X;(d)20000X.
Asmicrografiasdasfibrasdebagaçodecana in natura apresentaram uma superfície lisa, com uma camada de cera e homogênea quando comparadaàsfibrasmodificadas(Figura4).Asmicrografiasdasfibrasdebagaçodecanamo-dificadasapresentaram-seagrupadasempaco-
obtidas por MEV permitiram avaliar os aspectos morfológicosdasfibras.Assuperfíciesdasfibrasdebagaçodecanainnaturaemodificadasapre-
sentaram características diferentes. A Figura 3 mostraasmicrografiasdasfibrasdebagaçodecana in natura obtidas em diferentes ampliações.
tescomváriosfeixesdefibras.Alémdisso,foipossível observar a presença de “pits” dispostos ao longo de toda a parede celular. Os “pits” ser-vem para o crescimento e manutenção da planta que é transportar água e nutrientes ao longo das várias células até as raízes e folhas.
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Amodificaçãorealizadanasfibrascau-sou a remoção de extrativos e da camada ce-rosa, promovendo uma maior rugosidade à superfície das fibras. As ceras e graxas queenvolvemasfibrasdiminuemaadesãoentreamatriz 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 observarumamaiorrugosidadeapósamodificaçãodafibra,devidoàsolubilizaçãodecompostosemmeio alcalino, aumentando a área de superfície efetiva para contato com a matriz polimérica.
OsdifratogramasdeRaiosXdasfibrasapresentaram um comportamento semelhante e mostraram características de materiais semi-cristalinos, com picos intensos (Figura 5).
(a) (b)
(c) (d)
Figura4MEVdasfibrasdebagaçodecanamodificadas:(a)500X;(b)1000X;(c)5000X;(d)20000X.
Figura5.DifratogramasdeRaiosXdasfibrasdebagaçodecana
Esses picos foram bem definidos, emmédia, 16º e 22,3º, os quais correspondem aos planos cristalográficos (101) e (002).Analisando os difratogramas separadamente, observa-se,paraafibrainnaturapicosdedi-
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fração2θem15,9ºe22,2ºeparaasfibrasmo-dificadas,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 infra-vermelhodasfibrasdebagaçodecana(Figura6)possibilitaramobservaramodificaçãoquí-micadasuperfíciedasfibrasquandocompara-dasàsfibrasinnatura.
A análise comparativa dos espectros de FTIRdasfibrasmostracaracterísticasrelevan-tes,quantoàmodificação,taiscomo:diminui-ção das absorções na região de 3300 cm-1, re-ferente ao estiramento da hidroxila (O-H) e na região de 2885 cm-1, referente ao estiramento simétrico da ligação C-H presente em polissa-carídeos; e diminuição da absorção na região de 1732 cm-1, referente ao estiramento da liga-ção C=O presentes em xilanas.
Destaforma,ficaevidenteeuamodifi-caçãorealizadanasfibrasinfluenciaránaspro-priedades mecânicas.
Oestudodaresistênciaàflexãodoscom-pósitos 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 in-duzidapelacargadeflexãoéumacombinaçãode forças de compressão e tensão. As proprie-dadesdeflexãodoscompósitosforaminfluen-ciadas pela quantidade de reforço inserida na matriz. A Tabela 2 apresenta os valores do limitederesistênciaàflexãodoscompósitos.
Tabela2.Valoresdolimitederesistênciaàflexão
AmostrasPropriedades
Resistência à Flexão (MPa) Módulo de Elasticidade (MPa)
PP 50,9 ± 0,4 1069 ± 35,0CB5% 60,6 ±1,1 1480,0 ± 71,6CB10% 57,1 ± 1,5 1532,0 ± 85,1CB20% 55,4 ± 2,5 1703,0 ± 158,3CB30% 53,7 ± 5,1 1821,0 ± 299,7
Analisando-se as propriedades mecâni-casemflexãodoPPpurofoiobservadovalorinferior quando comparado aos compósitos. Ao se inserir fibras namatriz houve um au-mento na resistência e no módulo, atingindo até 70% de aumento (CB30%) quando com-parado ao PP puro.
Ainserçãodefibrasnamatrizmostrouqueoscompósitosficarammaisrígidos,dei-xando evidente que o tratamento realizado nas fibras influenciou nas propriedades mecâni-cas. A Figura 7 evidencia a rigidez em função dos materiais.
Figura7.Módulodeelasticidadeemflexãodosmateriais.
Dessa forma, foi observado que o trata-mento dado às fibras foi adequado e causouuma melhora nas propriedades mecânicas.
Os dados da Tabela 3 evidenciam os testes de intemperismo realizado no polímero PP.
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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.
Tabela 4. Resultados obtidos do teste de intemperismo dos compósitos CB5%.
Tabela 5. Resultados obtidos do teste de intemperismo dos compósitos CB10%.
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Tabela 6. Resultados obtidos do teste de intemperismo dos compósitos CB20%.
Tabela 7. Resultados obtidos do teste de intemperismo dos compósitos CB30%.
Analisando-se os resultados foi obser-vado que houve maior ganho de massa dos compósitos quando comparado aos PP puro. Isso ocorre devido à inserção defibras, poisos 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,aquantidadedefibrainseri-danamatriznãoinfluenciounaabsorção,poisesperava-se que quanto maior a inserção de fibrasmaiorseriaoganhodemassa.Tambémnão foi notadomodificaçãona cordos com-pósitos.Desta forma,fica evidente que serianecessário um maior tempo de análise para observar alterações na cor e no peso.
4. Conclusões
Com a análise dos resultados obtidos neste trabalho foi possível avaliar o efeito do tratamentoquímicodemercerizaçãonasfibrasde bagaço de cana sobre as propriedades dos compósitos, bem como seu estudo quanto ao envelhecimento ambiental. Quanto à caracte-rização das fibras foi possível chegar às se-guintes conclusões:
• o tratamento químico provocou alteração na coloração, na composição química e na estabilidadetérmicadasfibras,removendoimpurezas e constituintes amorfos como lignina e hemicelulose;
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• os resultados de FTIR apresentam diferen-çassignificativasentreasfibrasinnaturaemercerizadas;
• os resultados de Difratometria de Raios X não apresentaramdiferençassignificativas;
• os resultados de Microscopia Eletrônica de Varredura evidenciaram diferenças significasquantoàmorfologiadasfibrasapósotratamento.
Quanto à caracterização e obtenção dos compósitos as principais conclusões foram:
• o processo de obtenção utilizado na fabri-cação dos compósitos foi adequado;
• o uso da moldagem por injeção foi interessan-te, pois tornou o processo rápido e reprodutí-vel fazendo com que seja perfeitamente viá-vel o uso deste material em escala industrial;
• comaadiçãodefibrasnaturaisnoPPobteve-se um material com até 30% menos polímero e com propriedades mecânicas viáveis para de-terminadas aplicações do PP;
• aadiçãode30%fibrasdebagaçodecanamercerizadas na matriz PP proporcionou o maioraumentorigideznoensaiodeflexãoquando comparado ao PP puro;
• o teste do intemperismo revelou um leve ga-nhodemassaapós75dias,masficouclaroqueainserçãodefibrasapresentamaiorga-nho de massa quando comparado ao PP puro.
Destaforma,ficaevidentequeotratamen-torealizadonasuperfíciedasfibrasfoieficazeeuoteordefibrasinseridosnamatrizPPalterarasignificativamenteaspropriedadesmecânicas.
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Efeito do duplo envelhecimento nas propriedades da liga Ti-10Mo-20Nb
Effect of double aging in the Properties of Ti-10Mo-20Nb Alloy
José Vicente de Paiva Panaíno 1
Jadir Lemos1
Raphael Alexander Ribeiro1
Emanuel Santos Jr2
Sinara Borborema Gabriel2
Palavras-chave:
Ligas de Titânio
Propriedades
Duplo envelhecimento
Resumo:Ligas de Ti do tipo b metaestável tem sido muito estudadas para aplica-ção 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 envelhecimentoos quais influenciamváriaspropriedades das ligas e, portanto um satisfatório tratamento de enve-lhecimento poderá resultar num melhor balanço entre baixo módulo de elasticidade e alta resistência. Há vários tratamentos de envelhecimento quepodemser realizados emuma ligaβmetaestável.Umdestes éoduplo envelhecimento. Realiza-se um envelhecimento em uma tempe-raturaemtornode250ºCquefavoreçaaprecipitaçãodafaseω(isotér-mica) e um subsequente envelhecimento numa temperatura maior para aprecipitaçãodefaseα.Ofocodesteenvelhecimentoéobterumapre-cipitaçãodefaseαmaisfinaeuniforme.Destaforma,oobjetivodestetrabalho 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/10min- 500°C/ 24h, houve um decréscimo da dureza e do módulo de elasticida-dequesugerequeapequenaprecipitaçãodafaseωnoprévioenvelhe-cimentonãofoisuficienteparaqueafaseαnucleassedemaneirafinaehomogênea.
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1. Introdução
Titânio (Ti) e suas ligas são amplamente usadas como implantes ortopédicos por apre-sentarem boa resistência à corrosão, biocom-patibilidade, maior resistência e menor mó-dulo 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 Ti-6Al-4V. Embora esta liga apresente um me-nor 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 en-tre 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 particu-lar liga têm mostrado que a liberação de pe-quenas quantidades dos elementos V e Al no corpo humano podem induzir efeitos citotóxi-cos e desordens neurológicas, respectivamen-te (Cremasco et al, 2008; Raabe et al, 2007; Vadiraj, 2007).
Consideráveis esforços têm sido feitos para explorar novas ligas de Ti visando apli-cações ortopédicas que reúna as seguintes pro-
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 maybeobtainedbyvariousagingtreatmentswhichinfluencevariousproperties 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,whichconsistsof two processes. Aging is carried out at a temperature around 250°C, whichfavorstheprecipitationofωphase(isothermal)andasubsequentagingatahighertemperaturefortheprecipitationofαphase.Thefocusofthisagingprocessis toobtainaprecipitationofαphasemorethinand 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,45minand 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 adecrease inhardnessandelasticmodulussuggesting that the lowωphase precipitation (previous aging)was not enough for the α phasenucleation so thin and homogeneous.
keywords:
Ti alloys
Properties
Double Aging
priedades: baixo módulo de elasticidade, ex-celente resistência mecânica, boa resistência à corrosão, fácil conformabilidade e ausência de elementos tóxicos. Vários trabalhos na litera-tura vêm desenvolvendo ligas do tipo b com-postas 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 metaes-tável 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 re-sistência 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 (meta-estável) é mais pronunciada na condição trata-da 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 mudan-ças básicas na natureza do material, o módulo
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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 módu-lo de elasticidade de uma liga multifásica é principalmente determinado pelo módulo de elasticidade de cada fase (varia com a com-posição química) e suas frações volumétri-cas. (Majumdar et al., 2008, Zhou, 2008). Várias microestruturas podem ser obtidas por diferentes tratamentos de envelhecimento os quaisinfluenciamváriaspropriedadesdasli-gas 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 envelhecimen-to que podem ser realizados em uma liga βmetaestável. Há o envelhecimento direto onde o material é envelhecido diretamente sem um tratamento de solubilização. Normalmente é feitoapósdeformaçãoplásticaAfaseβpodesedecomporemumafaseαmaishomogênea,cuja homogeneidade e tamanho dos precipita-dos dependem da quantidade de trabalho a frio, química da liga, temperatura e tempo. Além disso, tem-se o chamado duplo envelhecimen-to que consiste em dois processos. Realiza-se um envelhecimento em uma temperatura em torno de 250 ºC que favoreça a precipitação da faseω (isotérmica)eumsubsequenteen-velhecimento numa temperatura maior para a precipitaçãodefaseα.Normalmenteestetipode envelhecimento é feito em sistemas onde a faseωprecipitanaformadepartículaselipsoi-dais. O foco deste envelhecimento é obter uma precipitaçãodefaseαmaisfinaeuniforme.
Deste modo, o objetivo deste trabalho foiestudaroefeitodafaseωnaprecipitaçãoda faseαduranteoenvelhecimentonaspro-priedades da liga Ti-10Mo-20Nb.
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 envelhe-cimento que consistiu em dois processos. Realizou-se um envelhecimento na temperatu-ra de 300 °C por 10 min, 45 min e 3h (Mansur
etal.,2012)paraaprecipitaçãodafaseω(iso-térmica) e um subseqüente envelhecimento na temperatura de 500 °C por 24 h para a precipi-taçãodefaseαdeacordocomestudosrealiza-dos por Gabriel (2008).
As análises de fases da liga nas diferen-tes 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 con-tagemde5sporponto.Asfasesforamidentifi-cadas através da comparação com difratograma simulado. As simulações foram realizadas atra-vés do programa Powdercell (Kraus & Nolze, 1996) inserindodadosdasfasesβeα(Villars&Calvert, 1991), como grupo espacial, parâme-tros 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 se-qüência de 180 a 2400. Após o lixamento, es-tas passaram por um polimento com alumina (1μm).Nasegundaetapadopolimentoutili-zou-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 passa-ram por um ataque químico para revelar a mi-croestrutura, utilizando-se uma solução Kroll (6 ml de HNO3, 3 ml de HF e 100 ml de H2O).
A microdureza da liga nas diferentes con-dições (polidas) foi medida utilizando um equi-pamento Micromet 2004, Buehler, com uma carga de 200 gf durante 30 s. Os valores de mi-crodureza representam a média de 10 medidas.
O valor do módulo de elasticidade da liga foi obtido usando a técnica de indenta-ção instrumentada usando um nanoindentador MTS. Cada valor do módulo representa a mé-dia de 27 medidas.
3. Resultados e Discussão
A Figura 1 mostra o padrão de DRX da liga Ti-10Mo-20Nb após duplo envelheci-mentoa300°C/3h-500°C/24h.Verificou-seapresençadereflexõesdafaseαnamatrizβ.O
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mesmo foi observado para as outras condições de envelhecimento. Além disso, não foi obser-vadovariaçãodafraçãovolumétricadafaseαnas diferentes condições.
Figura 1 – Difratograma da liga Ti-10Mo-20Nb após duplo envelhecimento a 300°C/3h - 500°C/24h.
A Figura 2 mostra a imagem obtida por MEV da liga Ti-10Mo-20Nb após duplo enve-lhecimento a 300°C/3h - 500°C/24h. Não foi possívelvisualizarapresençadafaseα(detec-tadaporDRX)namicrografiadaligadevidoaopequeno tamanho dos precipitados. Sugere-se que a precipitação desta tenha ocorrido de for-mafinaehomogênea.Omesmofoiobservadopara as outras condições de envelhecimento.
Figura2–MicrografiaobtidaporMEVdaligaTi-10Mo-20Nbapós duplo envelhecimento a 300°C/3h - 500°C/24h
Os valores médios (com os desvios-pa-drão da dureza e do módulo de elasticidade para a liga Ti-10Mo-20Nb na condição forja-da, pré-envelhecida após forjamento na tempe-ratura de 300°C por 10 min, 45 min e 3 h segui-do de resfriamento em água e envelhecimento a 500°C por 24h são mostrados na Tabela 1. Observou-se que não houve uma variação sig-nificativa na dureza e nomódulo de elastici-dade da liga no envelhecimento de 300°C/45 min- 500°C/24h e 300°C/3 h- 500°C/24h.
Condição (envelhecimento)
Microdureza (HV)
Módulo (GPa)
300°C/10 min- 500°C/24h
310,1 ± 8,2
100,5 ± 1,7
300°C/3h- 500°C/24h
322,1 ± 4,5
117,5 ± 1,8
300°C/3h- 500°C/24h 327,4 ± 8,9 118,6 ±1,9
Tabela 1- Dureza da liga Ti-10-Mo-20Nb em diferentes 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 vo-lumétrica da faseω (envelhecimentoprévio)não acarretou numa variação da dureza e do módulo de elasticidade (após o duplo envelhe-cimento) 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 acar-retadopelocoalescimentodosprecipitadosα, que está de acordo com o valor encontrado para a liga na condição envelhecida direta-mente a 500 °C/ 24h (Gabriel, 2008). Isto su-gerequeapequenaprecipitaçãodafaseωnoprévioenvelhecimento(10min)nãofoisufi-cienteparaqueafaseαnucleassedemaneirafinaehomogênea.
4. Conclusão
De acordo com os resultados obtidos foi observado que o duplo envelhecimento (precipitação da fase α) não acarretou numavariação da dureza e do módulo de elasticida-de (após o duplo envelhecimento) nas condi-ções 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 decrés-cimo da dureza e do módulo de elasticidade. Isto sugere que a pequena precipitação da fase ωnoprévioenvelhecimento(10min)nãofoisuficienteparaqueafaseαnucleassedema-neirafinaehomogênea.
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5. Agradecimentos
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.
6. Referências
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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.
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 Titanium-Niobium alloys”,Materials Transactions ,v. 44, n. 11, p. 2384-2390, 2003.
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 nano-indentation 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 faseω na dureza das ligas Ti-10Mo-20Nb E Ti-12Mo-13Nb, Cadernos UniFOA, (Impresso), v. 20, pp. 27-32.
MATSUMOTO, H., WATANABE, S., HANADA, S., Microstructures and mechanicalpropertiesofmetastableβTiNbSnalloys cold rolled and heat treated, Journal of Alloys Compounds, v.439, p. 146-155, 2007.
MATSUMOTO, H., CHIBA, A., HANADA, S., Anisotropy of Young’s modulus and tensile propertiesincoldrolledα’martensiteTi-V-Snalloys, Materials Science and Engineering A, v. 486, p. 503-510, 2008.
RAABE, D., SANDER, B., FRIÁK, M., et al., Theory-guidedbotton-updesignofβ-titaniumalloysasbiomaterialsbasedonfirstprinciplescalculations: Theory and experiments Acta Materialia, v. 55, p. 4475-4487, 2007.
VADIRAJ, A., KAMARAJ, M., Effect of surface treatments on fretting fatigue damage of biomedical titanium alloys, Tribology International, v. 40, p. 82-88, 2007.
VILLARS, P.; CALVERT, L.D. Pearson’s Handbook of Crystallographic Data for Intermetallic phases, 2º ed., ASM International, Materials Park, four vol, 1991.
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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
Eder José Siqueira1
Roberto de Oliveira Magnago1,3
Fernando de Azevedo Silva2
Edson Botelho Cochieri2
Palavra-chave:
Compósitos,
Critérios de Falhas,
Modelamento pelo ANSYS.
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 three-point 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.
Keywords:
Composites,
Failure Criteria,
Modeling by ANSYS.
Resumo:O constante desenvolvimento dos materiais aliado à necessidade de se obter componentes estruturais de alto desempenho como materiais al-ternativos na indústria aeronáutica, bem como considerando a aplicabi-lidade atual dos compósitos estruturais, previsões de falha da estrutura e análise das cargas máximas que as mesmas podem suportar se tornam tópicosfundamentaisdepesquisascomafinalidadedegarantiadacon-fiabilidadequantoaoempregodosmesmosemdiversasáreas.Consi-derando que o compósito termoplástico do tipo PPS/C - Poli (sulfeto defenileno)reforçadocomfibrasdecarbonoestásurgindocomoumaalternativa a compósitos poliméricos termorrígidos e que ainda há escas-sez na literatura atual de dados relativos à previsão de falhas, este tra-balho se detém na analise bidimensional do comportamento mecânico docompósitoPPS/Csobcarregamentoestáticolinearemflexãodetrêspontos 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,foramcomparadososresultadosobtidosatravésdomodelo computacional com os resultados experimentais, com o objetivo de analisar, avaliar e validar a simulação numérica como complementa-ção dos ensaios experimentais.
1 UniFOA – Centro Universitário de Volta Redonda2 Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá - Unesp - Universidade Estadual Paulista3UERJ - Universidade do Estado do Rio de Janeiro
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1. Introdução
Com o desenvolvimento da indústria aeroespacial surgiram os compósitos de plás-ticoreforçadoscomfibrasdealtaresistência.Devido a esse impulso, a variedade de mate-riais atualmente disponíveis para utilização em engenharia é extraordinariamente grande, atendendo aplicações específicas. Inseridosnesse contexto, os materiais compósitos avan-çados representam um caso de particular rele-vância 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 aplica-tivo computacional ANSYS e implementar através das tensões obtidas pela simulação nu-mérica mais dois critérios de falhas que são os critérios de Hill e de Hoffman para efeito comparativo.
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.
3. Materiais e Métodos
Neste trabalho foi estudado um com-pósito estrutural polimérico com matriz ter-moplástica PPS - Poli(Sulfeto de Fenileno) reforçado com tecidos de fibras de carbono(configuração5HS–“satin weave”), forneci-do pela empresa holandesa Ten Cate Advanced Composites.Oconteúdovolumétricodefibrasfoi de 60% avaliado pelo método de digestão ácida, (DE FARIA, 2008). Os laminados es-tudadosapresentamconfiguração[0º/90º]3s, e conseqüentemente, apresentam uma espessura nominal de 1,86 mm. As amostras deste lami-nado foram devidamente analisadas por en-
saios de ultra-som e microscopia óptica, com aprincipalfinalidadedegarantiraqualidadedas mesmas na realização dos ensaios expe-rimentais. 4. Ensaios Mecânicos
Para o desenvolvimento deste trabalho, en-saiosdetração,cisalhamentoIosipescueflexãoem três pontos foram realizados com base nas nor-mas 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-proces-sada, processada e pós-processada pelo apli-cativo computacional ANSYS, sendo que os dados experimentais foram tomados como referência para avaliar as tensões de resistên-ciadomaterialPPS/Cemflexãoe traçãonasimulação numérica, com o principal objetivo de validar a sua utilização na análise de falha de materiais compósitos.
O procedimento passo a passo para re-alizaçãodasimulaçãonuméricaemflexãodetrês pontos é destacado a seguir:
Primeiramentedefine-seotítulodaaná-lise com os seguintes passos:
Utility Menu → File → Change Title →Ok, conforme apresentado na Figura 1.
Figura 1 – Barra do menu utilidades.
Após esta etapa inicia-se a construção geométrica do laminado, definindo inicial-mente os pontos chaves:
Preprocessor → Modeling → Create → Keypoints → In Active CS →Ok, con-forme apresentado na Figura 2.
Figura 2 – Criação dos pontos chaves que delimitam geometricamente o laminado.
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Criando os pontos chaves que delimi-tam geometricamente o laminado, o aplicativo computacional gera os pontos de contorno do laminado, conforme demonstrado através na Figura 3.
Figura 3 – Criação dos pontos chaves que delimitam a geometria do laminado compósito em estudo.
Logo após esta etapa, criam-se as linhas entreospontoschavescomafinalidadedede-limitar geometricamente o corpo em análise, seguindo os seguintes passos: Preprocessor → Modeling → Create → Lines → Lines → Strainght Line →Ok, conforme representa-do na Figura 4.
Figura 4 – Criação das linhas interligando os pontos chaves.
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 li-nhas, 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.
Passando o laminado a obter a forma plana, conforme apresentado na Figura 7.
Figura 7 – Criação das áreas do laminado compósito.
Após a criação das áreas faz-se neces-sário efetuar a colagem das mesmas, utilizan-do o comando: Preprocessor → Operate → Booleans → Glue → Áreas → Ok, conforme representado pela Figura 8.
Figura 8 – Colagem das áreas.
Define-se a seguir, o tipo de elementoadequado ao estudo, que no caso deste traba-lho, 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 represen-tado pela Figura 9.
Figura9-Definiçãodotipodeelemento.
Define-seapartirdaíalgunsdetalhesdoelemento adotado, que no caso deste trabalho foi indicado, por exemplo: o número máxi-mo de lâminas contidas no laminado (seis lâminas), a alteração da constante K5 que defineastensõesedeformaçõesnolaminadoe 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 apresen-tado na Figura 10.
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Figura 10 – Dados opcionais do elemento em estudo.
Após a escolha do tipo de elemento, se insereasconstantesreaisquedefinem:asime-triadolaminado,asdisposiçõesdasfibrasnolaminado 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.
Figura11–Definiçãodasconstantesreais.
Figura12–Definiçãodaconstanterealparaomaterialemanálise.
Figura 13 – Indicação da quantidade de lâminas e simetrias do laminado.
Figura14–Definiçãodomaterial,ângulodasfibraseespessuradas lâminas.
Aseguirdefine-seotipodematerialse-guindo os passos: Preprocessor → Material Props → Material Models, sendo que neste processo o ANSYS automaticamente solici-ta a introdução das constantes de engenha-ria Ex , Ey , vxy , e Gxy relativas ao material em estudo e a partir daí define-se a análise doestudo, que para este trabalho foi definidacomo: Preprocessor → Material Props →
Material Models → Structural → Linear → Elastic → Ortotropic → Close, conforme representado pelas Figuras 15 e 16.
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 cri-térios 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 pe-las Figuras 17 e 18.
Figura 17 – Escolha do material a ser adicionado o critério de falha.
Figura 18 – Introdução com as tensões de resistência à tração, compressão e ao cisalhamento do compósito.
Define-se a seguir amalha do elemen-to, sendoqueparaeste trabalho, foidefinidamanualmente e adotado uma malha quadrada de 1 mm de dimensões. Para tanto foi segui-do 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.
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E Preprocessor → Meshing → Mesh → Áreas Free → Pick all, conforme apresen-tado na Figura 20.
Figura 20 – Indicação das áreas a serem discretizadas.
Parao ensaiodeflexão em trêspontoso laminado ficou discretizado conforme de-monstrado na Figura 21.
Figura21–Discretizaçãodolaminadoemflexãodetrêspontos.
Partindo para a fase de solução do pro-blema em estudo, o tipo de análise do problema édefinido,queparaestetrabalhofoiadotadauma análise estática. Os passos são: Processor → Analysis Type → New Analysis → Static → Ok, conforme representado na Figura 22.
Figura22–Definiçãodotipodeanáliseparacarregamento.
Nesta etapa sedefine a restriçãodomo-vimento 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 pas-so: Processor → Define Loads → Apply → Structural → Displecement → On lines → Ok, conforme apresentado na Figura 23 e 24.
Figura 23 – Comando para restringir o movimento.
Figura 24 – Caixa comando para indicação da restrição do movimento.
Para a inclusão do valor do carrega-mento no centro do laminado, a força média de ruptura obtida na fase dos ensaios expe-rimentais 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 simula-ção: Processor → Define Loads → Apply → Structural → Pressure → On Áreas → Ok, conforme apresentado nas Figuras 25 e 26.
Figura 25 – Comando para aplicar tensão (pressão).
Figura 26 – Implementação do carregamento (tensão) no laminado.
Após esta etapa o aplicativo computa-cional gera a figura com restrição nomovi-mento e indicação do carregamento, conforme demonstrado pela Figura 27.
Figura 27 – Restrição do movimento e carregamento do laminado.
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Após a inclusão da tensão, deve ser re-querido ao aplicativo computacional a apre-sentação da solução do problema, seguindo o passo: Processor → Solution → Solver → Current LS → Ok → Close, conforme repre-sentado na Figura 28.
Figura 28 – Solver do aplicativo computacional ANSYS.
A partir desta etapa passamos ao Pós-processador, 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 op-tarpelarepresentaçãográficadastensões,de-formações, 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 lis-tagem dos dados que representam os valores calculados relativos às reações do laminado em relação ao carregamento informado. Esta listagem representa as tensões nodais, defor-mações nodais, deslocamentos nodais e índi-ces de falhas, sendo que no caso do aplicativo ANSYS para este trabalho foi analisado os cri-térios 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 princi-pais 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 literatu-rasafins.Oempregoda simulaçãonuméricaalém de proporcionar a garantia e segurança dos resultados, possibilita a realização de uma análise ágil e menos dispendiosa, sem a neces-sidade de envolvimento de mão de obra qua-lificadaparapreparoeexecuçãodasamostrase da análise experimental, como também sem a necessidade da aquisição de material para estefim, de posse somente das propriedadeselásticas 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.
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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
Palavra chave:
Polimerização
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
Keywords:
Polymerization
Tar
Pitch
Softening Point
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,suaproduçãotemqueatenderespecificaçõesrígidasparaasindústrias de alumínio, o qual é produzido através da redução eletrolí-tica da alumina. Foram analisadas diversas amostras de piche, os não polimerizados e os coletados após o processo de polimerização (os po-limerizados),paradescobrirainfluênciadapolimerizaçãonopontodeamolecimento. Análises das amostras processadas apontam um aumento da propriedade do ponto de amolecimento de até 83,7% de ganho no processo.
1Discente do Mestrado em Materiais - UniFOA 2DocentedoMestradoProfissionalemMateriais/MEMAT–UniFOA3Bolsista categoria ATNM – CNPq - FATEC
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1. Introdução
O objetivo deste trabalho é a analise da influênciadapolimerizaçãodeelementoaglo-merante como processo regularizador de tal propriedade para melhorar a qualidade do pro-duto 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.
Oprodutotemqueatenderàespecifica-ções rígidas para indústria de alumínio, pois necessita de determinadas propriedades especí-ficasparaoprocessoeletrolíticodaalumina1,2.
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 en-genharia para indústria de transporte, inclusive aeronáuticos e aeroespaciais. Demonstrando assim os diversos usos e a importância do ma-terial alumínio3, 4.
A refinaria de alcatrão é uma fábri-ca onde as frações de alcatrão são separadas por meio de destilação fracionada, da mesma formaemqueocorrenasrefinariasdepetró-leo. 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 quí-mico com a característica de formar cadeias ligando-se entre si de diversas formas, os ma-teriais carbonosos possuem uma característica própria que pode dar origem a enorme quanti-dade de variação de substâncias, alterando sua estrutura mediante certos processos, facilitan-do a fabricação de diversos materiais de inte-ressestecnológicosecientíficos.5,6,12
Os polímeros adquirem determinadas propriedades físicas relacionadas com suas es-truturas moleculares, dependendo do nível ou do tipo de polimerização os quais os monôme-ros foram submetidos.
As propriedades físicas dos polímeros tais como maciez, resistência ao rasgo, ponto de amolecimento (PA), entre outras se alteram duranteamodificaçãodaestruturamolecularna 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 pon-to de amolecimento pode aumentar ou dimi-nuir de acordo com o aumento ou diminuição das cadeias carbônicas devido ao processo de polimerização. 13
Existem várias substâncias caracteri-zadas como materiais carbonosos, entre es-tas estão o piche, os quais possuem ampla aplicabilidade industrial, sendo aproveitados como elementos aglomerantes, impregnantes ou ligantes na produção de componentes sóli-dos com propriedades grafíticas e alto teor de carbono. Existem muitas dúvidas em relação à estrutura dos piches, apesar da sua antiga e grandeutilização,taisquestõesrefletemode-senvolvimento de processos de preparação es-pecíficosquetornamaspropriedadesdopicheadequadas a certos tipos de aplicação como produtofinal.7,13
O resultado da pirólise de material orgâ-nico é o piche, o qual também pode ser obtido por meio da destilação do alcatrão. Tal solu-ção constitui-se de uma mistura de numero-sos e complexos hidrocarbonetos policíclicos aromáticos e compostos heterocíclicos. O pi-chepossuipontodeebuliçãobemespecíficoe apresenta-se sólido a temperatura ambiente. Apósafusão,opichesesolidificasemcrista-lização quando resfriado. 8,13.
Na produção de alumínio e na indústria de grafite, tem-se usado o piche de alcatrãocomo elemento aglomerante, ligante, para fa-bricação de eletrodos anodos 9.
A polimerização térmica é um dos estu-dos fundamentais dos compostos aromáticos puros, onde o material aromático é reestrutu-rado e convertido em componentes poliméri-cos e oligômeros. Alguns grupos constituintes no anel aromático, assim como o hidrogênio se perdem durante a polimerização. 2
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O processo conhecido como redução da alumina é utilizado para a produção de alumí-nio primário e é um processo eletrolítico 1, 3,10.
Somente no Brasil são produzidos 1,5 milhões de toneladas por ano de alumínio en-quanto a produção mundial gira em torno de 23,4 milhões por ano, sua utilização vai de pro-dução de panela até a produção de aeronaves 1, 10.
O alumínio não é encontrado em seu es-tado puro, apesar de ser o 3º metal mais abun-dante 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 ebuli-ção 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 tam-bém chamado de cuba eletrolítica possui con-sumo de energia bastante elevado entre 6 a 36 MWh por dia e por forno, utilizando uma cor-rente 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 corren-te 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 rea-ção química descrito a seguir:
2Al2O3+3C→4Al+3CO2
A corrida de metal é a operação onde o alumínio líquido decanta ao fundo do forno e é drenado periodicamente 1, 3,10.
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 fundamen-tal importância para a qualidade do elemento aglomerante e dos eletrodos anodos como pro-dutofinal10.
Portanto, o objetivo desse trabalho foi analisar diversas soluções de piche não poli-merizadasepolimerizadasverificandosuain-fluêncianopontodeamolecimentoedetermi-nando a qualidade do elemento aglomerante, via microscopia Eletrônica de Varredura.
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 FP90configuradoparadeterminaropontodeamolecimento 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 ti-pos de amostras, onde um tipo de modelo de prova não era polimerizado, não foi processa-do no reator polimerizador, e o outro tipo de amostra foi coletada após o processo.
Para as amostras não polimerizadas, co-letadas 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, coleta-das 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 tem-peratura 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 VP-1450 – Leo, visando caracterizar a morfologia do piche polimerizado e não polimerizado.
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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.
Tabela 1 - Processo de Polimerização em amostras não processadas e processadas
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
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 compara-dos na Figura 2, mostram as diferenças dos va-lores do ponto de amolecimento, causados pela reação de polimerização e reestruturação das mo-
léculas por meio da formação de cadeias carbôni-cas. Portanto, o aumento da temperatura referente ao ponto de amolecimento, calculados com base nas amostras, está descritas na Tabela 2.
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Tabela 2 - Aumento de temperatura referente ao Ponto de Amolecimento
Par de amostras Aumento da temperatura do PA (ºC)1º 43,32º 40,23º 39,84º 37,55º 42,56º 38,37º 36,18º 40,69º 49,210º 49,7
A Figura 3 visualiza-se os resultados das análises da temperatura em relação ao calculo do aumento do ponto de amolecimento.
Figura 3 – Resultados dos cálculos do aumento da Temperatura de amolecimento
Verifica-sequeemtodososparesdeamostrasocorreramumaumentonatemperaturadopontodeamolecimento,devidoaocrescimentodasmoléculaseintensificaçãodaforçaintermolecular.Oaumento 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 63,22º 58,23º 56,64º 53,45º 62,06º 53,87º 49,98º 59,49º 82,410º 83,7
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A Figura 4 mostra os resultados das análises da temperatura, em relação ao calculo do percen-tual de aumento do ponto de amolecimento das amostras processadas.
Figura 4 – Percentual de aumento da temperatura de amolecimento
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 utili-zando o modo operacional tipo eletrons se-cundário para caracterizar a morfologia do pi-che não polimerizado e polimerizado. O piche não polimerizado (como recebido) apresenta uma microestrutura desordenada em forma de veias, vales e poros rugosos. O material quan-do polimerizado a 360 ºC visualiza-se uma superficielisaedebaixadensidadedeporos,conforme a Figura 5(b).
4. Conclusão
Foram analisados os pontos de amole-cimento em amostras não polimerizadas de
componente aglomerante para fabricação de eletrodos anodos, usada na eletrólise da alu-mina para produção de alumínio, as quais os resultados foram comparados com análise de amostras que sofreram reação de polimeriza-ção,comoobjetivodeverificarainfluênciadaformação de cadeias carbônicas na temperatu-ra de amolecimento da substância.
Constatou- se em todos os ensaios que o ponto de amolecimento aumentou conside-ravelmente, provando que a polimerização do picheéumprocessoeficazpararegularizarapropriedade da temperatura de amolecimento doaglomerante,afimdeatenderasnecessida-des próprias dos fabricantes de alumínio.
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Estudo da Sinterabilidade de cerâmicas dentárias de ZrO2(Y2O3)-Biovidro usando dilatometria.
Investigation of the sinterability of ZrO2(Y2O3)-bioglass dental ceramics by dilatometry
Luiz de Araujo Bicalho1
Claudinei dos Santos3,4
Miguel Ribeiro Justino Barboza1
Kurt Strecker2
Alexandre Fernandes Habibe3,4
Roberto de Oliveira Magnago3,4
Palavra chave:
Dilatometria,
Comportamento de sinterização,
Compósito ZrO2-biovidro.
Resumo:O objetivo deste trabalho é estudar por análise dilatométrica à sinteri-zação por fase líquida da cerâmica ZrO2 utilizando biovidro como adi-tivo. 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 determi-nada. 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.Asmicrografiasindicammicro-estruturas semelhantes. Um aumento da quantidade de biovidro leva a aumento da fase monoclínica de ZrO2. Os resultados da dilatometria in-dicam uma redução da temperatura quando o máximo de retração ocor-re, 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 - EEL2 Universidade Federal de São João Del Rei, UERJ - FAT3 Universidade do Estado do Rio de Janeiro, Faculdade de Tecnologia, UERJ4CentroUniversitáriodeVoltaRedonda,MestradoProfissionalemMateriais,UniFOA
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Abstract:The objective of this work is to study by dilatometry, the liquid phase sintering of ZrO2 ceramics using bioglass as sintering additive. Y2O3-stabilized 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.
Keywords:
Dilatometry,
Sintering behavior,
ZrO2-bioglass composite.
1. Introduction
The uses of dense ZrO2 based ceramics is proposed in dentistry because of the ex-cellent 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 ma-terial for metals and alumina ceramic in struc-turalapplications,beingalsoinertbodyfluids,besides its higher strength, fracture toughness and lower elastic modulus [2-3]. The high frac-ture toughness of Y-TZP is due to the phase transformation toughening mechanism produ-ced by stress induced tetragonal to monoclinic (t-m), designed martensitic phase transforma-tion of the ZrO2 grains, accompanied by a volu-me increase of 3-6% [1,4].
The martensitic (t-m) transformation causes compressive stresses ahead of the crack tip,thusdifficultcrackpropagationandresul-ting in an increase of the fracture toughness. These ZrO2 ceramics are produced by solid-s-tate 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
- 1300ºC. The decrease of the mechanical strength caused by the secondary intergranu-lar glassy phase is partially compensated by residual stresses generated between the ZrO2-matrix and the intergranular phase. Thus, lower sintering temperatures may be used to densify ZrO2 ceramics maintaining satisfac-tory 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 bio-glass 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 theobtainingof refinedmicrostruc-tureandhighdensificationoftheseceramics.This work investigates the liquid phase sinte-ring 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 contai-ning binder (ProtMat® Materiais Avançados
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- Brazil), Ca(H2PO4)2 H2O and CaCO3, (SYNTH®-Brazil), high purity SiO2 (99.9%) (Fluka®-Germany), and MgO (VETEC®-Brazil), have been used.
2.1. Bioglass Preparation
A bioglass with closed composition of 52.75wt%-3CaOP2O5, 30wt.% SiO2 and 17.25wt.% MgO, has been prepared. This bio-glass 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.
2.2. Sintering Behavior
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 al-cohol as vehicle. After milling the powder mi-xtures 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.Rectangulargreenbodies 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 dila-tometer. 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 con-tent of the monoclinic phase, Vm, has been calculated by the integrated peak intensity of the monoclinic peaks, (111)M and (111)
M , and the tetragonal peak, (101)T , accor-ding to the equations (1) and (2) [10-11]: (1)
With: (111)M,2Ө=28º,,2Ө=31.2ºand,2Ө=30º,representtheintegratedpeakinten-sities due the X-ray diffraction on the planes and of the monoclinic crystal structure and on the plane of the tetragonal crystal structure.Thespecificmasswasdeterminedbytheim-mersion method, using Archimedes’ principle. The relative density was calculated as the ra-tiobetweenthespecificmassandthetheore-tical specificmassof each composition.Themicrostructure 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.
3. Results and Discussion
3.1. Compaction
The relative green density of the com-pacted 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 incre-ases. 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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is less than 1%, its effect on the sinterability has not been considered on the sintering dilatometry results.
[a]
[b]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 iso-thermal holding time.
[a]
[b]
[c]
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peratures below 1300ºC. The temperature of the maximum shrinkage rate has been determi-ned in other works and is near to 1400ºC.
Therefore, isothermal treatments are necessary to achieve total densification at1300ºC. 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 theother hand the solid-state ZrO2 samples con-tinue to shrink even after 2h isothermal time.
Figure 5: Shrinkage during isothermal walking treatment at 1300ºC.
The results presented above may be re-presented by the shrinkage gain as a function of the isothermal holding time. In this case, only ceramics containing bioglass addition were stu-died. These results are presented in Figure 6.
[d]
Figure 3: Shrinkage and shrinkage rates: [a] 0% ; [b] 3% ; [c] 5% and [d] 10% bioglass.
In regard of the dilatometric diagrams the analysis is divides in three regions:
Thefirst regionup to600ºC.Themostsignificantvariations talkingplace in this re-gion around 450 ºC. The observed shrinka-ge occurring at this temperature is attributed to the burn-out of organic binder from the ZrO2(Y2O3) powder.
A second region up to the isother-mal holding time at 1300ºC. As can be seen shrinkage increases, and a maximum shrinka-ge 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 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 incre-asing amount of bioglass added, Thus increa-sing 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, be-cause 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-
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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 shrinka-ge gains higher than 85%.The densificationof samples containing 5 and 10 wt% bioglass is less pronounced during the isothermal sin-tering at 1300 ºC because; both 5% and 10%, present high shrinkage during heating. Even so, a shrinkage gain of 20% and 10% is ob-served for samples with 5 and 10% bioglass, respectively, after 120 min. The high levels of shrinkage observed for the samples containing bioglassindicatesthatahighdensificationhasbeen achieved; On the other hand it is also evi-dent that the pure ZrO2 samples did not densi-fy completely under the sintering conditions of 1300 ºC-2h employed.
It is important to consider that all dilato-metric analysis was realized at high temperatu-res, no considering the cooling which the sam-ples are submitted after sintering. XRD patterns of the sintered samples are presented in Figure 7.
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-
ted; indicating the bioglass added maintained its amorphous state. Figure 8 presents analysis of % martensitic transformation and relative density as function of bioglass content.
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 ob-served with increasing amounts of bioglass added. Apparently the “t–m” phase trans-formation 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 af-ter sintered samples, indicating ZrO2 grain size average near 0.4-0.5µm, in different composi-tions. It is an advantage of the sintering at low temperatures.Theobtainingofrefinedmicros-tructure possibilities the improvement of the mechanical properties of these ceramics, main-ly bending strength and fracture toughness.
[a]
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[b]
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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.
4. Conclusions
The results obtained in this work indi-cate that it is possible to sinter ZrO2 ceramics to high final densities with limited amountsof bioglass as additives at a temperature of 1300ºC. On the other hand, pure ZrO2(Y2O3) could not be sufficiently densified under thesame conditions. The maximum shrinkage ra-tes 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 temperatu-re of 1300ºC has been necessary in order to achievehighfinaldensities.
Due to stresses generated by the thermal mismatch of the ZrO2 matrix and the secon-dary amorphous bioglass phase, part of the ZrO2 transforms into the monoclinic phase during cooling, which may cause a slight de-creaseinthefinaldensity.
AcknowledgementThe authors would like to thank FAPESP
andFAPERJforfinancialsupport.
5. References
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GARVIE, R.C., NICHOLSON, P.S., J. Am. Ceram. Soc. 55 (1972) 303–305.
TORAYA, H., YOSHIMURA, M., SOMIYA, S., J. Am. Ceram. Soc. 67 (1984), 119–121.
HUANG, A. W. , SOUZA, R. C. SANTOS, C. FERNANDES, M. H., SILVA, R. F. F., Estudo de sinterização de Al2O3 utilizando vidro do sistema 3CaO.P2O5-SiO2-MgO como aditivo, Congresso Brasileiro de Cerâmica, Florianópolis-SC, 2008.
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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
Palavra chave:
Soldagem
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-mechanical-metallurgical 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)
Keywords:
Welding;
Numerical Predictions;
Temperature distribution;
Stress analysis;
Plasticity;
Resumo:O objetivo deste trabalho é estudar por análise dilatométrica à sinteriza-ção após a soldagem dos aços é comum observar deformações das quais podem ser associadas a estados de tensões independentemente do proces-so utilizado. Este artigo apresenta os resultados da evolução das tensões duranteasoldagemdeaçosobtidospelométododosvolumesfinitoscoma implementação do modelo transiente termo-mecânico-metalúrgico com a consideração da interdependência entre as propriedades geométricas, fí-sica 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.
¹ UniFOA e Universidade do Estado Rio de Janeiro2 Petrobras e UniFOA3 Universidade Federal Fluminense-Polo Universitário de Volta Redonda
Horácio Guimarães Delgado Junior¹Carlos Roberto Xavier²José Adilson de Castro³Marcos Flávio Campos³Alexandre Alvarenga Palmeira¹Alexandre Fernandes Habibe¹
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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 residu-al stresses and permanent deformations intro-duced in this procedure. The highly localized transienttemperaturefieldintheweldingpro-cesses causes non uniform thermal expansion and contraction, resulting in residual stresses and distortion in the welded structures. High-tensile residual stresses in regions near the weld may promote brittle fracture, fatigue and stress corrosion cracking. Therefore, con-trol 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 resi-dual 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 distribu-tion in a typical application is practically im-possible 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 es-timating the residual stresses during welding. In this work, a coupled thermostructural 3D modelthatapplythefinitevolumemethodandthe adaptive meshes technique for the addition offillermaterialintheweldpoolwasdevelo-ped and implemented in a computational code based on FORTRAN programming language aiming the analysis of stresses evolution du-ring 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,
( ) ( ) ( )( )p pc T div c v T div k grad T Stρ ρ∂ + = + ∂
(1)
•Equation of momentum balance of Cauchy’sfirstlawofmotion,
[ ] ijii i
j
u div vu ft t x
σρ ρ
∂∂∂ + = + ∂ ∂ ∂ (2)
•Equation of moment of momentum ba-lance or Cauchy’s second law of motion,
ij jiσ σ= (3)
In the above equations, t is time, xj Cartesian spatial coordinates, v
velocity,
ρ density, cp specificheat,Ttemperature,
qjheatflux,ui displacement, σij stress ten-sor, 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 re-lations are used:•Fourierlaw,whichlinkstheheatfluxwith
spatial gradient of temperature, included in equation (1).
jj
Tq kx∂
=∂
(4)
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where
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jiij
j i
uux x
ε ∂∂
= + ∂ ∂ (6)
is the strain tensor,
13
dij ij ij kkσ σ δ σ= −
(7)is the deviator stress tensor,
123
2d dij ijσ σ σ =
(8)
is the effective stress (in the case of Von Mises yield criterion), µ and λ are Lame’sconstants, (α is the thermal expansion coef-ficient,G=µ shear modulus, H’ is the plas-
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:
( )( )1 1 2Eνλ
ν ν=
+ − ( )1EGµ
ν 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. Mathematical Model
By combining (l)-(5), the following equa-tions can be obtained:
( ) ( ) ( )( )p pc T div c v T div k grad T Stρ ρ∂ + = + ∂
(10)
where k is thermal conductivity and•the relation between the TEP stresses and strains
( ) ( ) `2
32 3 2
13
d dij kl kl
ij ij ij kk ij r
G dd d d T T
HG
σ σ εσ µ ε λδ ε λ µ αδ
σ
= + − + − −
+ (5)
( ) ji i i kp
j j j i i k
uu u u udiv c vt t t x x x x x x
δδ δ δ δρ ρ µ µ µ ∂ ∂ ∂ ∂ ∂∂ ∂ ∂ ∂ + = + + ∂ ∂ ∂ ∂ ∂ ∂ ∂ ∂ ∂
(11)
where δT and δui are temperature and displacement increments, respectively. These equations make a closed system of four equa-tions 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 inde-pendently. However, in order to solve momen-tumequations,thetemperaturefieldhastobeknown. In order to complete a mathematical
model, initial and boundary conditions are to be provided. The initial condition temperature and displacements in the whole solution do-main at the initial instant of time have to be given. Boundary conditions can be either of Dirichlet or Von Neuman type, i.e. temperatu-reand/orheatfluxanddisplacementsand/orforces(surfacetractions)havetobespecifiedat all boundaries.
2.2. Thermal Boundary Condition
a) The energy added to the plate was cal-culated by the product of current through the welding voltage obtained from the experimen-tal procedure. The Goldak’s double ellipsoid model for welding heat distribution was used
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to calculate the distribution of volumetric den-sityofheatflowattheweldpoolvicinity.
b)We adopted a global coefficient forthe entire board, which involved the loss of heat by convection and radiation, whose esti-mated value was 150 W/m2K.
2.3. Initial Condition
a) Temperature: 25ºC on all sides of the plate;b) Concentration: corresponding to the
chemical composition of steel.
2.4. Modeling the Kinetics of Phase Transformation
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 aus-tenitizing steel hipoeutetóides low-alloy,
1 2(1 ,......, )m
i in
dy dB ty y ydt dt
= − − 1,2,....,i n= (12)
where• 1 2, ,......, ny y y Match the volume fraction
of phases;• mIstheAvramicoefficient;• Bi = Bi(T) Are parameters characterizing the
rates of nucleation and growth processes (ob-tained from the TTT curves) which are rede-fined to take into account also the effect ofaustenite grain size in the transformations. Already the formation of martensite was regar-ded as dependent solely on temperature, accor-ding to the Koistinen-Marburger equation [6]
( )( )1 exp 0,011 sf M T= − − − sT M≤ (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 volumemethod using the tech-nique of adaptive meshes with the purpose of tracking the formation of the weld bead. The finitevolumemethodwasadaptedtoasystem
of generalized coordinates (not orthogonal), whichallowedtorepresentaccuratelythefinalgeometry of the welded plate. The solution of the discretized equations was obtained throu-gh 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 temperaturefieldsandphasetransformationinaddition to considering the nonlinearities of the properties of steels as a function of tempe-rature and phases present.
3. Results
3.1. Numerical Results
The Figure (1) present the overview of the finitevolumemeshusedforsimulated.
Figure 1. Finite volume mesh.
Toward X specimen has 60 mm wide and were divided into 32 volumes of varying sizesbeingmorerefinedinthevicinityoftheweld 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 ex-pressed 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), equiva-lent Von Misses (SigmaBarra) and the values of the deformations (E).
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Figure 2. Distribution of Temperature for Steel AISI 4340 after 15s.
Figure 3. Section STH1 for AISI 4340 Steel after 15s.
Figure 4. Section STH2 for AISI 4340 Steel after 15s.
Figure 5. Distribution of Temperature for Steel AISI 1020 after 450s.
Figure 6. S22 for the steel AISI 1020 after 450s.
Figure 7. Numerical simulation results for the steel AISI 4340 after welding: martensite.
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 MoAISI-4340 0,39 0,69 0,015 0,011 0,26 0,78 2,08 0,25AISI-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].
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Figure 9. Barkhausen: transverse hysteresis after welding for steels AISI4340 and AISI1020.
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.
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5. Conclusions
1 - The proposed model shows good agree-ment with experimental results, allowing to predict how the stress state during the welding process of steel since the beginning of the de-positionoffillermetaltothefinalcooling.
2 - Comparing the simulation results for the AISI 4340 and AISI 1020 is observed that thephasetransformationdidnotinfluencethevalues of the stresses and deformations.
3 - The temperature gradient caused by the depo-sitionoffillermetaliswhomostinfluencesthedeformation gradients and consequently the evo-lutionofstressfieldsanddeformations.Certainlyhence the appearance of residual stresses in the region of onset of cooling after welding.
4 - The results indicate that the welding pro-cess can be analyzed by means of Barkhausen signals.Themostsignificantchangesoccurredfor 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 at-tributed to residual stresses.
6 - The conclusion is that the analyzing Barkhausen and hysteresis curves reflect themicrostructural changes and changes in re-sidual stresses that occurred in the welding process, and that these techniques are useful for pointing out the difference in the pro-cess of welding of different materials, in this case, carbon steel and AISI1020 AISI4340. 7-Theresultsindicatethat,becauseitisdiffi-cult to separate the effects due to microstruc-tural phase changes (martensite formation) of the effects of residual stresses proper, the me-thod barkhaseun is primarily a tool for qualita-tive 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.
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7. References
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[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.
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[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.
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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
Palavra chave:
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 nanocom-pósito 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 térmi-cas 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 res-pectivos nanocompósitos, não houveram degradações das propriedades térmicas e mecânicas, na verdade tivemos algumas melhorias, com au-mentos 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 térmi-coestáveleasreduçõesdoscoeficientesdeexpansãotérmicaficaramdaordem 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-RJ3 Universidade Federal Fluminense-Polo Universitário de Volta Redonda
Alexandre R. Soares1
José R.M. d’Almeida2
Bojan Marinkovic1,2
Lidija Mancic3
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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 non-occurrence 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.
Keywords:
Nanocomposite,
nanofillers,
HDPE,
Al2Mo3O12,
vinyltrimethoxysilane (VTMS).
1. Introdução
Materiaiscomcoeficientesdeexpansãotérmica negativos ou baixos, perto de zero, es-tão sendo estudados ao longo de nossa história recente, contudo o fenômeno e estudo da ex-pansão térmica negativa e/ou baixa já é conhe-cida 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 li-near de tungstatos. A partir da década de 90 o número de trabalhos começou a crescer vul-tuosamente. Atualmente tais materiais estão sendo testados onde existem exigências para aplicações especiais ou incomuns, em aplica-ções altamente funcionais que podem apresen-tar 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 compos-tos estudado por Evans, Mary e Sleight [6] Al2Mo3O12. Esse composto cerâmico na oca-sião não foi esmiuçado sob o aspecto térmi-
co pelos autores, também não foi registrado sua obtenção na forma nanométrica e nem foram utilizados como reforços de compósi-tos. 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 na-nocargas em compósitos, formando nanocom-pósitos com a intenção de que haja uma maior interação e integração matrizes-reforços.
Para os propósitos e fundamentos elen-cados mostra-se importante os estudos reali-zados por Tyagi, Achary e Mathews [7], onde ocoeficientedeexpansãotérmicanegativodocomposto 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 coefi-cientes de expansão térmica positivos muito baixos para amostras maciças obtidas a partir dopónanométrico(αℓ= 0,9 x 10-6 ºC-1) e coe-ficientesdeexpansãotérmicanegativosparaaformamicrométricamaciçacomovalorde(αℓ= -2,2 x 10-6 ºC-1) para temperaturas de ensaio entre 200ºC e 620ºC e um valor ainda mais ne-gativo(αℓ= -35 x 10-6 ºC-1) para temperaturas de 620ºC a 700ºC. Miller [9] reportou os coe-ficientes 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-
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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 concep-ção de compósitos e nanocompósitos existem poucos trabalhos com esse tipo de aplicação, como o de Tani et al. [10] onde foram obser-vadososcoeficientesdeexpansãotérmicadocompósito 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 experi-mentais a intenção é a aplicação de nanoma-teriais comcoeficientes de expansão térmicanegativos ou baixos do composto Al2Mo3O12 em uma matriz termoplástica de polietileno de alta densidade para formar nanocompósi-tos especiais sob o aspecto térmico priorita-riamente, formando nanocompósitos com os coeficientes de expansão térmica positivosreduzidoscomonafilosofiadostrabalhosaci-ma. Os nanopós de Al2Mo3O12 foram também funcionalizados com Viniltrimetoxisilano - VTMS (C5H12O3Si) para comparação da me-lhoria ou não das propriedades de adesão em relação aos nanomateriais não funcionaliza-dos. Assim nossa investigação com os nano-compósitos primará exatamente por alcançar
uma melhoria da propriedade de expansão térmica (redução de expansão térmica) sem que haja degradação das outras propriedades térmicas e mecânicas.
2. Materiais e Métodos
2.1. Nanocargas de Al2Mo3O12
As nanocargas de Al2Mo3O12 funciona-lizadas com C5H12O3Si e não funcionalizadas foram produzidos utilizando-se o pó nanomé-trico 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 acadêmi-ca. A quantidade de nanocargas de Al2Mo3O12 utilizadas durante a fabricação do nanocom-pósito (5,25 gramas) foi definida pelo seupercentual (0,5%,1%,2%,3% e 4%) efetivo em cada nanocompósito, com nanocompósi-tos não funcionalizados ( totalizando 2,100g de Al2Mo3O12 e 117,90g de PEAD) e os na-nocompósitos funcionalizados ( totalizando 3,150g de Al2Mo3O12 e 176,85g de PEAD).
2.2. Funcionalização das nanocargas
As nanocargas foram submetidas a 13 operações dentro do processo de funcionaliza-ção, os processos são vistos na Figura 1.
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2.3. Polietileno de Alta Densidade - PEAD
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 con-tendo aditivos antioxidantes e estabilizantes à luz, destina-se principalmente a moldagem por injeção. Sua especificação técnica comercialprescreve algumas propriedades termomecâni-cas importantes e seus limites, como a tempera-tura máxima de processamento, 160º e 230ºC, o índicedefluidezde7,3g/10min,densidadede0,960 g/cm3, tensão de escoamento máxima de 28 MPa e de ruptura de 25 MPa.
2.4. Viniltrimetoxisilano
O silano para a funcionalização das nano-cargas de Al2Mo3O12, viniltrimetoxisilano (VTMS) - 100ML 98%, é um silano desenvolvido para utili-zaçãoemoleolefinasespecificamente,foiadquiridodaEvonik IndustriesfilialBrasilque representaaAldrich Chemistry, código CAS 2768-02-7, também chamado de trimetoxivinilsilano ou eteniltrimetoxi-silano, 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 tempe-ratura 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].
Figura 1 – Processo de funcionalização das nanocargas de Al2Mo3O12
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2.5. Condições operacionais da extrusão / injeção
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 primei-ro realizar a mistura entre as nanocargas de Al2Mo3O12 e o PEAD. Tais nanocompósitos foram elaborados por processo de extrusão numa máquina microextrusora de dupla ros-ca 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 má-xima 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 microe-xtrusora foram dadas pelas temperaturas das três zonas de aquecimento do barril, que fo-ramdefinidascomo170,175e180ºCparaquehouvesse um gradiente de temperaturas. A velocidadederotaçãodasroscasfoidefinidaem 100 RPM, a força de ejeção do material é variável, pois depende da quantidade de mate-rial passando pelo barril e da pressão exercida durante a alimentação e na saída e gira em tor-no de 900 -1000N. O tempo de residência do materialalimentadonobarrilfoidefinidoem5 minutos para homogeneização e distribuição das nanocargas na matriz polimérica. Para o caso da microinjetora as condições de proces-samento 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 pres-são de injeção e pelo tempo de residência no moldeapósainjeção,queforamdefinidosem175ºC 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.
2.6. Métodos de Análises Aplicados
2.6.1. Microscopia eletrônica, difração de raios-x, espectroscopia de infravermelho, aná-lises térmicas e mecânicas
O estudo das amostras de Al2Mo3O12 não funcionalizadas e funcionalizados foram realizados com um microscópio eletrônico de transmissão JEOL, modelo JEM-2010, equi-pado com uma câmera CCD da Gatan, operan-do numa voltagem de 200 kV, as imagens das amostras de Al2Mo3O12 não funcionalizadas fo-ram obtidas após terem sido dispersas em iso-propanol 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, amos-tras de nanocompósitos funcionalizados, foram realizados com um microscópio eletrônico de varredura JEOL, modelo JSM-6510L, operan-do 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 funcionali-zados e não funcionalizados para 1% em mas-sa de nanocargas. Na caracterização das nano-cargas foi utilizado um difratômetro Siemens, modelo D5000 Kristalloflex, operando comradiaçãoCuKαa40kVe35mA,varrendo2θna 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 difratô-metro Bruker D8 Advantage, operando com a radiaçãoCuKα a 40kV e 40mA, passo de0.02° 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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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 equipa-mento analisador térmico simultâneo, modelo STA-6000 da Perkim Elmer, na faixa de tem-peratura 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 amos-tras 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 realiza-dos 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 dilato-métricos 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 dimen-sões médias de (11 mm x 3,3 mm x 3,2 mm).
Figura 2– Corpo de prova para os ensaios termodilatométricos
Os ensaios de tração foram realiza-dos em uma máquina de ensaio universal da EMIC, modelo DL 1000, com célula de carga de1000kgf e velocidade de ensaio definidaem 30 mm/min. As caracterizações dimen-sionais 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
3. Resultados
3.1. Caracterizações das nanocargas por microscopia eletrônica de transmissão
Os pós de Al2Mo3O12 nanométricos ob-tidos pelo método de co-precipitação foram caracterizados por Microscopia Eletrônica de Transmissão (MET). Esta caracterização foi aplicada tanto ao Al2Mo3O12 que não pas-sou pelo processo de funcionalização quanto àqueles que foram processados por esta téc-nica, e foram obtidas as imagens reunidas nas Figuras abaixo.
Figura 4 – Caracterização dimensional do pó de Al2Mo3O12 não funcionalizados
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 me-nores 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 apresenta-ram as seguintes estruturas nanométricas.
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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, res-pectivamente.
a)Experimentalerefinado
b)Refinadoparaafasecomcristaiscomdimensõesde52nm
c)refinadoparaafasecomcristaiscomdimensõesde5nm
Figura 7– DRX - Caracterização do pó de Al2Mo3O12 não funcionalizados
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Nanocompósito não funcionalizados e fun-cionalizados.
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 soft-ware 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(po-wderdifractionfile39-4921).Comopodemos
observar na Figura 8, as linhas estreitas do pa-drão interno de TiO2 são facilmente distingui-das 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 refinamentodo Anatásio TiO2provémdaficha076173dobanco de dados ICSD (International Crystal Structure Database) e a estrutura cristalina uti-lizada 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
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3.3. Espectroscopia de Infravermelho
Estacaracterizaçãopermiteidentificaraformação de ligações covalentes que devem aparecer na região do espectro do infraverme-lho após a funcionalização com o VTMS das nanocargas de Al2Mo3O12, bem como outras
Figura 11 – FTIR - Nanocargas funcionalizadas e não funcionalizadas
bandas relacionadas ao VTMS. Observando a banda de absorção a 1154 cm-1 devido às vi-brações 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.
3.4. Resultados e Avaliações das Análises Térmicas
Análise termogravimétrica e Calorimetria Diferencial de Varredura Nanocargas de Al2Mo3O12 não funcionaliza-das e funcionalizadas
As nanocargas de Al2Mo3O12 não funcionalizadas e funcionalizadas com VTMS foram ensaiadas por TGA para verificar aquantidade de massa perdida durante o processo de degradação térmica e consequentemente tentar comprovar a segunda fase adicionada ao material.
Pelográficodoensaio,asamostrasfun-cionalizadas perderam 0,5% de massa a mais do que as amostras não funcionalizadas, a tem-
peratura de ensaio chegou a 580oC. Esse com-portamento térmico degradativo é um possível indício de que uma pequena parte do VTMS efetivamente estava presente na amostra, en-volvendo as nanopartículas de Al2Mo3O12 e foram degradadas, perdidas durante a solicita-ção térmica do material, salientando que esses resultados não comprovam que tenha ocorrido ligações covalentes entre o VTMS e as nano-partículas de Al2Mo3O12, mas comprovam sua presença nas amostras. Na Figura 12, a curva em azul representa as nanocargas funcionali-zadas e a pontilhada em verde representa as nanocargasnão funcionalizadas,pelográficoexistem 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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Figura 12 – TGA - Nanocargas funcionalizadas e não funcionalizadas
Nanocompósitos não funcionalizados e fun-cionalizados
Nas tabelas 1 e 2 abaixo estão resumidos os valores encontrados para as temperaturas de degradação térmica das amostras ensaiadas por TGA.
Tabela 1 – TGA - Propriedades dos Nanocom-pósitos não funcionalizados.
Nanocompósito não
funcionalizado
Temperatura “onset” de degradação
% Al2Mo3O12Máxima Relativa -
PEADAumento
%
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 Nanocom-pósitos funcionalizados.
Nanocompósito funcionalizado
Temperatura “onset” de degradação
% Al2Mo3O12Máxima 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.
Tabela 3 – DSC - Propriedades dos Nanocom-pósitos não funcionalizados.
Temperatura de fusão (ºC)
Amostra Tfusão (ºC)
Tfusão (ºC) relativasPEAD
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 Nanocom-pósitos funcionalizados.
Temperatura de fusão (ºC)
Amostra Tfusão (ºC)
Tfusão (ºC) relativasPEAD
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 ex-pressa com uma pequena correção através de regra de 3 para o % de PEAD que efetivamen-te está contido em cada corpo de prova e que participa dos ensaios, como:
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Nas tabelas 5 e 6 estão resumidos os valores encontrados dos graus de cristalinidade das amos-tras ensaiadas e relativas ao PEAD dos nanocompósitos não funcionalizados e funcionalizados.
Tabela 5 – DSC - Cristalinidade dos Nanocompósitos não funcionalizados.
Variaçãodeentalpia∆H(J/g) Grau de cristalinidade X (%) G.Crist.Relativo-∆Ho=290J/g
Amostra ∆H(J/g)∆H(J/g)relativo -
PEADAumento % Para∆Ho=290J/g Crist. relativa -
∆Ho=290J/gAumento % - ∆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.
Variaçãodeentalpia∆H(J/g) Grau de cristalinidade X (%) G.Crist.Relativo-∆Ho=290J/g
Amostra ∆H(J/g)∆H(J/g)relativo -
PEAD
Aumento % Para∆Ho=290J/g Crist. relativa -
∆Ho=290J/gAumento % - ∆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 assimcomoforamdescritosnosgráficosacimaparaosnanocompósitosdenanocargasfuncionali-zadas e não funcionalizadas.
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Tabela 7 – TD - Nanocompósitos funcionalizados e não funcionalizados.
Material CET médio (x10-4 ºC-1) CET Relativo - PEAD Redução % do CET
PEAD 2,291 2,291 1 1
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
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 fo-ram analisadas com base em valores relati-
vos ao PEAD puro. Na Figura 14 é mostrado o gráfico das tensões de escoamentomédiaspara os nanocompósitos funcionalizados e não funcionalizados em função do percentual de nanocargas de Al2Mo3O12 e suas respectivas comparações ao PEAD puro que está repre-sentado por 0% de Al2Mo3O12, no gráfico aabreviação NNF significa “NanocompósitosNão Funcionalizados” e NF significa“Nanocompósitos Funcionalizados”.
Figura 14 – Tensão de Escoamento Médio por % de nanocargas de Al2Mo3O12
Para quantificar esses comportamentosdevemos 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 funcionali-zados e não funcionalizados para as tensões de escoamento, asdeformações específicas eosmódulos de Young médios.
Tabela 8 – Propriedades mecânicas dos nanocompósitos funcionalizados e não funcionalizados.
Material Tensão de Escoamen-to (Mpa) Aumento % Deformação (mm/
mm) Redução % Módulo de Young (Mpa) Aumento %
PEAD 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
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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.
Figura 15 – Módulos de Young Médios por % de nanocargas de Al2Mo3O12
Figura 16 – Deformações Médias por % de nanocargas de Al2Mo3O12
A ductilidade dos nanocompósitos, ou seja, o grau de deformação que os nanocompó-sitos suportam sob carregamento até sua ruptu-ra, 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 18 – EDS do PEAD puro e da inclusão de Al2Mo3O12 no nanocompósito com 1% de nanocarga
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 “aspe-reza” 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%.
3.5.1. Avaliações das superfícies de fratura
Porfimasanálisesdassuperfíciesdefraturados corpos de prova ensaiados foram realizadas através do MEV e revelaram importantes com-portamentos quando das solicitações mecânicas trativas. Essas análises concentraram-se nos na-nocompósitos 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 funcionali-zado com 1% de Al2Mo3O12.OEDSconfirmoutratar-se do composto Al2Mo3O12 com dimen-sões por volta de 20µm, caracterizando uma in-clusão de material de forma aglomerada.
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Na Figura 21 foi realizada a análise por EDS para 1% de nanocargas do nanocompósito fun-cionalizadoconfirmandoapresençadoSilíciodoVTMS.
Figura 21 - Inclusões menores no nanocompósito com 1% de Al2Mo3O12
NaFigura22tambémfoirealizadaaanálisedeEDSdedoispontosdessasinclusõesconfir-mando a presença do Silício do VTMS (C5H12O3Si).
Figura 22 – EDS de duas inclusões no nanocompósito com 4% de Al2Mo3O12
Por fimna Figura 23 encontramos umaregião 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 distribuiçãodas nanocargas numa região com aparência até mesmo de certa forma homogênea, as dimen-sões observadas foram bem inferiores a 10µm.
Figura 23 – Distribuição de nanocargas no nanocompósito com 4% de Al2Mo3O12
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4. DISCUSSÃO
Uma primeira avaliação que foi realiza-da diz respeito às caracterizações dimensio-nais das nanocargas de Al2Mo3O12 não fun-cionalizadas e funcionalizadas por MET e as caracterizações por difração de raios-x, onde as nanocargas não funcionalizadas apresen-taram uma distribuição bimodal. No MET as nanocargas não funcionalizadas foram ob-servadas 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 funcio-nalizadas com VTMS foram observadas no MET e apresentaram dimensões da ordem de 100nm a 20nm, demonstrando também que as nanocargas ainda mantinham seu compor-tamento 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 nano-cargas-silanos. Com essa análise foi possível ter indicações da ocorrência do processo de condensação do VTMS, uma vez que foi obser-vada 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 amos-tras 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, envolven-do as nanopartículas de Al2Mo3O12. Nas análi-ses 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 origi-nário das moléculas do silano C5H12O3Si.
A terceira avaliação diz respeito às aná-lises térmicas por TGA, DSC e TD dos nano-compósitos. A análise por TGA revelou que os nanocompósitos não funcionalizados não pioraramsignificativamenteaestabilidadetér-mica em praticamente todos os percentuais de nanocargas de Al2Mo3O12, pois a variação das temperaturas de degradação dos nanocompó-
sitos foram muito pequenas. Houve uma pe-quena 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 funciona-lizados não apresentaram temperaturas de de-gradações 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 fun-cionalizados não é uma novidade em termos de avaliações no campo dos nanocompósi-tos com PEAD. A novidade é a estabilida-de térmica alcançada com as nanocargas de Al2Mo3O12especificamenteeademonstraçãoexperimental de que as nanocargas não afetam negativamente a estabilidade térmica dos na-nocompósitos e da matriz.
ChrissafiseBikiaris[18]demonstraramque o PEAD é um material estável termica-mente em aplicações de nanocompósitos, com variações da perda de massa <0,5% até a tem-peratura de 300oC, neste trabalho os autores investigaram a estabilidade térmica de nano-compósitos de PEAD com nanopartículas de Montmorilonita (PEAD/MMT), PEAD com Sílica (PEAD/SiO2) e PEAD com nanotu-bos de carbono de paredes múltiplas modi-ficados 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), respectivamen-te, 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 tempe-ratura de fusão dos nanocompósitos não fun-cionalizadosficounointervalode139,68ºCa143,20ºC, valores extremos para 2 e 0,5% de
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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 nanocar-gas 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 en-talpias 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 dosnanocompósitosfuncionalizadosficounointervalo de 139,68 ºC a 142,23ºC, valores ex-tremos para 3 e 0,5% de nanocargas respecti-vamente, sendo que com 0,5% de nanocargas funcionalizadas atingimos 0,95% de melhoria na temperatura de fusão. A redução de crista-linidade mais expressiva dos nanocompósitos funcionalizados ocorreu para 4% de nanocar-gas e atingiu 15,36%.
Pelo método de DRX o PEAD apresen-tou o grau de cristalinidade de 79% e pelo método de DSC foi de 71,34%, valores dentro da mesma faixa de grandeza. Os nanocompó-sitos não funcionalizados com 1% de nanocar-gas apresentaram o grau de cristalinidade de 83,3% por DRX e 68,49% por DSC, valores que diferem por volta de 14%, essa diferen-ça pode ser explicada hipoteticamente pelas condições específicas de processamento daamostra ensaiada em cada caso e/ou pela dis-tribuiçãodenanocargasnaamostraespecífica.Os nanocompósitos funcionalizados com 1% de nanocargas apresentaram o grau de cristali-nidade 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,asreduçõesforamdeaté35,6% para os nanocompósitos não funcionali-zados e de 46,3% para os nanocompósitos fun-
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 térmi-ca negativa ou baixa e matrizes poliméricas, tal como Tani et al. [10] com resina fenólica/ZrW2O8 (~34% de redução em fração volumé-trica 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 nano-compósitos de PEAD/Al2Mo3O12/C5H12O3Si não possuem equivalentes conhecidos na lite-ratura, não temos meios de comparar direta-mente 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 nanocar-gas (40%, 52% em massa), ao passo que em nosso estudo utilizamos no máximo 4% de Al2Mo3O12, ou seja, com uma baixa concen-tração de nanocargas conseguimos reduções dasexpansõestérmicasdeformasignificativae possivelmente ainda não registrada. Se pen-sarmos em termos de desempenho e volume (relação desempenho/volume), o material de-senvolvido apresenta uma superioridade que mereceatençãoemaisinvestigaçãocientíficapara posteriores aplicações.
De uma forma geral a redução das ex-pansões térmicas positivas dos nanocompósi-tos não funcionalizados e funcionalizados fo-ram bastante similares, mas chama a atenção o fato da maior redução ter ocorrido para os nanocompósitos funcionalizados, sugerindo uma efetiva atuação dos mecanismos de fun-cionalização nesta propriedade.
Porfimaanálisemecânicacomparativaentre os nanocompósitos de PEAD com na-nocargas de Al2Mo3O12 não funcionalizadas e funcionalizadas mostrou que os efeitos da adição dos silanos foram sentidos nas proprie-dades mecânicas. As tensões de escoamento médias foram maiores até 5,5% para os na-nocompósitos funcionalizados em relação ao PEAD puro. As deformações foram menores nos nanocompósitos funcionalizados que atin-giram a redução com o valor de até 23,15%, enquanto os módulos de Young encontrados
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foram maiores que os do PEAD puro, exibin-do um aumento da ordem de 5 a 10% para am-bos os nanocompósitos, funcionalizados e não funcionalizados, sendo que o valor máximo de aumento foi de até 10,6% para os nanocom-pósitos não funcionalizados. As ductilidades de ambos nanocompósitos foram reduzidas para todos os percentuais de nanocargas, ten-do maiores valores de redução os nanocom-pósitos funcionalizados. A análise das fraturas por MEV / EDS dos corpos de prova ensaia-dos por tração dos nanocompósitos funcio-nalizados 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 extremi-dades das superfícies das fraturas e certa aspe-rezaourugosidadesuperficialquenãoeraníti-da 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 nano-cargas 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 nanocom-pósito nessa região realmente apresentou um comportamento de alta coligação.
5. Conclusão
Das análises, podemos concluir que as propriedades e parâmetros definidos comodesejáveis para os nanocompósitos na intro-dução deste trabalho foram atendidas, ou seja, obtivemos uma redução da expansão térmica positiva dos nanocompósitos de forma extre-mamentesignificativa,nãohouveocorrênciasde degradações térmicas de forma abrupta e anômala, na verdade até conseguimos melho-
rias dessas temperaturas para alguns percen-tuaisdasnanocargas,nãohouvemodificaçõesdescomunais de algumas propriedades térmi-cas como o ponto de fusão e entalpias, além disso, não houve ocorrências de reduções des-comunais e desproporcionais das propriedades mecânicas, na verdade houve melhorias de al-gumas dessas propriedades.
Em suma o desenvolvimento dos na-nocompósitos de PEAD com nanocargas de Al2Mo3O12 virgem e funcionalizadas com C5H12O3Si foi bem sucedido e os materiais fo-ram bem caracterizados. Tais nanocompósitos demonstraram boa capacidade de processa-mento e um bom rendimento termomecânico, apresentaram algumas propriedades bastante superiores ao esperado, tal fato potencializa e imprime a necessidade de um maior aprofun-damento dos nanocompósitos de matrizes ter-moplásticas com as nanocargas de Al2Mo3O12.
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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
Palavra chave:
Clinching,
solda a ponto,
Cisalhamento,
Arrancamento
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.
Keywords:
Clinching,
Spot welding,
Shear,
Pullout
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 metalo-graficademonstrouqueaestruturadachapa,tantodauniãoporclin-ching quanto por Solda a Ponto por Resistência Elétrica, apresentou variaçõessignificativassomentenaregiãopróximaaunião,conformeera 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 clin-ching 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.
¹ Fundação Osvaldo Aranha - UniFOA2 Universidade Federal Fluminense - UFF3Universidade de São Paulo - EEL/USP - Lorena, São Paulo4 Universidade do Estado Rio de Janeiro - UERJ
Leandro Dias Machado1
Charles Satlher Teixeira1
Thawara Medina Celli Paes2
Horácio Guimarães Delgado Junior1,2,4
Alexandre Alvarenga Palmeira3
Roberto de Oliveira Magnago1,4
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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 roboti-zado, além de sua simplicidade, facilidade de utilização, grande capacidade de reprodutibili-dade da característica da união, e grande faci-lidade de reprodutibilidade.
O presente trabalho procura discutir os diversos aspectos associados à utilização do processo de clinching comparando ao proces-so de solda ponto por resistência elétrica onde seu uso se destaca na indústria automobilísti-ca.
2. Processo de Soldagem por Resistência
Para realizar uma solda a ponto, que é uma subclassificação de soldagem por resis-tência, 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 ci-clo de soldagem a ponto. Sendo FE a força de soldagem e IS a corrente de soldagem. O tem-po 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 cha-pas sejam pressionadas. As chapas devem ser pressionadas de tal forma que ocorra um bom assentamento e evite problemas como expul-são de metal fundido da zona de solda, este processo ocorre na etapa 2. Na etapa 3, os ele-trodos são mantidos sobre pressão e a corrente de soldagem é liberada, inicia-se então o pro-cesso 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.Apósasolidifi-cação 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 carac-terísticas. Tais como apresentar um diâmetro mínimo especificado por norma, bem comouma profundidade de penetração na área sol-dada. A endentação é a uma impressão deixa-da 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 con-formação - clinching
Segundo a Tox® Pressotechnik [5], o pro-cesso de União de Chapas por Conformação a Frio (UCCF), também conhecido como clin-ching ou Ponto Tox® é o processo que utili-zando 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 mate-rial devido à deformação plástica imposta pela ferramenta. O encruamento aumenta a resis-
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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].
Figura 3: Seções transversais de junta cilindrico
2.2. Procedimento Experimental
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 re-vestimento galvanizado é isento de chumbo, apresenta boas características anti corrosão e previne fratura na camada galvânica quando em esforço. Este material é utilizado para fa-bricação de elementos de carroceria de veícu-los automotores.
Com intuito de comparar os dois proces-sos apresentados, tomamos por base o diâme-tro do ponto de união clinching determinado pela TOX® e utilizamos a medida de 6 mm para união de chapas pelo processo de solda-gem por resistência elétrica. O corpo de prova utilizado nos ensaios de destacamento (arran-camento) e cisalhamento para os dois proces-sos 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] eLee et. al. [11].
Figura 4: Lay-out do corpo de prova
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3. Resultados e Discussões
3.1. Análise Metalográfica
Nas Figuras 5 e 6, a seguir, é apresenta-daamacrografiadopontoClinching atacado com reagente de Iodo á 4 minutos, podemos observar que na formação da união, as regi-ões 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.
Figura5:Macrografiadeumpontoclinching
Namicrografia(Figura6),podemosob-servar 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.
Figura6:Micrografiadeumpontoclinching.
Na macrografia do ponto de Solda porResistência 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).
Figura7:MacrografiadeumpontodeSoldaporResistênciaElétrica.
Na micrografia do ponto de Solda porResistência Elétrica (Figura 8), podemos ob-servar na região de fusão do ponto (A), uma mudança do tamanho dos contornos de grãos provocados pelo aumento da temperatura e res-friamento 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.
Figura8:MicrografiadeumpontodeSoldaporResistênciaElétrica.
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 capa-cidade de 5 kN, assim como no de Solda por Resistência, os quais apresentaram os seguin-tes resultados (Figura 9).
[a]
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[b]Figura 9: Resultados dos ensaios de arrancamento
Podemos observar que a união por con-formação a frio diâmetro de 6 mm apresenta-ram Força de Arrancamento Máximo Médio (FAMM) de 700 N com uma deformação de 5mm, a união obtida por solda a ponto por re-sistência elétrica, com mesmo diâmetro, apre-sentou 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.
3.3. Ensaios de Cisalhamento Clinching X Solda a Ponto por Resistência Elétrica
Assim como no ensaio anterior, nos en-saios de cisalhamento Clinching foram utili-zados 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 cisalha-mento 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 deforma-ções 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.
[a]
[b]Figura 10: Resultados dos ensaios de cisalhamento.
4. Conclusões
Acaracterizaçãometalograficademons-trou que a estrutura da chapa, tanto da união por clinching quanto por Solda a Ponto por Resistência Elétrica, apresentou variações sig-nificativassomentenaregiãopróximaaunião.A união obtida por solda a ponto por resis-tência 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 cisa-lhamento 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 re-sistente garantindo assim melhor união.
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www.unifoa.edu.br
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