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MATERIAIS COMPÓSITOS 1

CAPÍTULO

IX

MATERIAIS COMPÓSITOS

IX.1- INTRODUÇÃO

Um compósito pode ser genericamente definido como uma combinação macroscópica de dois ou mais materiais sólidos que mantêm a

a, da/dN- Comprimento da fenda, taxa de cresimento da fenda;

C – Complience;

D – Parâmetro de dano;

E, E0 - Módulo de rigidez num dado instante e antes da solicitação cíclica,;

Ef, Em, Ec - Módulo de elasticidade em tracção da fibra, da matriz e do

compósito, respectivamente;

f – Frequência da solicitação;

G, Gc – Taxa de libertação de energia, valor crítico de G;

Vf, Vm - Fracção volumétrica da fibra e da matriz, respectivamente;

∆K, ∆Klf – respectivamente a gama e o limiar de propagação à fadiga;

Nf - Número de ciclos de rotura;

R – Razão de tensão;

Sa, Smax – Amplitude, valor máximo da tensão e resistência à tracção equivalente;

ε, εR – Deformação, deformação de rotura, respectivamente;

σc, σf e σm - Resistência à tracção do compósito, da fibra e da resina;

σR –Tensão de rotura.


sua identidade. São comuns compósitos tão diversos como o betão, plásticos reforçados com fibra de vidro ou a madeira. Uma definição mais recente e adequada é a de que um compósito consiste na combinação de dois materiais que permanecem em fases separadas, em que um é a matriz e outro o reforço [1].

A combinação de materiais diferentes pode proporcionar a obtenção de um novo material com características e propriedades significativamente melhoradas. O uso de fibras como reforço de matrizes poliméricas permite obter materiais com resistência e rigidez mais elevadas e consequentemente suportar maiores cargas de serviço. Como exemplo consideremos um tubo de plástico reforçado com fibra de vidro que poderá suportar pressões muito mais elevadas que os tubos fabricados em plástico convencional. Estes tubos de plástico reforçado são ainda competitivos em relação a tubos de betão devido ao baixo peso e elevada resistência e aos tubos metálicos por serem mais leves, mais resistentes à corrosão e mais económicos.

A característica fundamental dos materiais compósitos, que condicionou o grande crescimento do campo de aplicações, é a capacidade de ter elevada resistência e/ou rigidez com baixo peso. Esta possibilidade é extremamente importante em todas as indústrias de transportes em que o factor peso da estrutura está directamente associado ao consumo de energia. O baixo peso dum compósito é conseguido principalmente devido à baixa densidade dos materiais da matriz quando comparados com os materiais competitivos (em geral metais). A generalidade dos compósitos tem, portanto valores específicos bastante mais elevados do que os metais tradicionais.

As matrizes e reforços usadas industrialmente são bastante variadas apresentando propriedades físicas muito diferentes. Os reforços usados actualmente em compósitos, são na maior parte dos casos fibras com elevadas resistência e rigidez e diâmetros muito pequenos. Nalgumas aplicações usam-se como reforços fibras curtas “whiskers” e partículas (o comprimento não é significativamente maior do que a largura). As fibras curtas e as partículas têm menor resistência e rigidez (como consequência de serem usadas com orientações aleatórias), mas podem possibilitar um processamento mais fácil [2].

Os materiais geralmente usados como matrizes são os polímeros (o tipo de matriz mais comum), cerâmicos e metais. As matrizes poliméricas apresentam menores valores de resistência e rigidez do que os materiais de reforço, mas em contrapartida são mais fáceis de conformar. Os materiais da


matriz protegem ainda os reforços do meio ambiente e fazem a transferência das cargas entre os elementos de reforço. A escolha adequada dos materiais da matriz e de reforço permite obter novos materiais com óptimas propriedades físicas e mecânicas e facilmente conformáveis. Neste texto faz-se exclusivamente a análise do comportamento à fadiga dos compósitos de matriz polimérica que são os que apresentam maior alpicação industrial.

As propriedades mecânicas dos materiais compósitos são dominadas pelas fibras, que apresentam um comportamento elástico até à rotura, conduzindo a que os compósitos sejam predominantemente elásticos sem plasticidade significativa. Ao contrário dos metais que são isotrópicos ou quase isotrópicos, os compósitos são altamente anisotrópicos. Em muitas aplicações pretende-se reduzir a anisotropia o que é conseguido através da utilização de compósitos laminados fabricados com diversas camadas com diferentes orientações das fibras. A utilização de um número elevado de camadas poderá conduzir a um material quase isotrópico (ou pelo menos quase ortotrópico). Pelo contrário existem situações em que os materiais vão ser preferencialmente solicitados segundo uma direcção. Nestes casos é desejável que o material apresente elevadas propriedades segundo a direcção preferencial de carga. Este objectivo pode ser conseguido usando materiais compósitos em que as fibras são dispostas totalmente ou na sua grande maioria na direcção da solicitação. Este tipo de compósitos (unidireccionais), apresentam os valores mais elevados de resistência e rigidez.

As interfaces entre as fibras e a matriz são pontos críticos para uma potencial rotura tanto para cargas estáticas como de fadiga. Outras regiões críticas são as zonas de ligação entre várias camadas com diferentes orientações das fibras. Estas são duas zonas de transição entre regiões com rigidez muito diferente o que vai originar a ocorrência de tensões localizadas que irão favorecer a rotura ou o aparecimento de dano no caso da fadiga.

Para além do comportamento no meio um dos factores decisivos na selecção de materiais para industrias como os transportes e “offshore” é o peso. Nestes casos é comum, como já foi referido, comparar as propriedades dos materiais em termos de resistência específica e de rigidez específica. A resistência específica define-se pela razão entre a tensão de rotura e a massa específica e rigidez específica pelo módulo de elasticidade dividido pela massa específica. Fig. IX.1, compara vários polímeros reforçados com fibras com o alumínio e o aço usando para o efeito a resistência específica calculada


pela razão entre a tensão de rotura e a densidade e a rigidez específica obtida dividindo o módulo de elasticidade pela densidade [3]. A análise desta figura mostra que a utilização de compósitos é sempre vantajosa em termos de resistência específica estática, e na maior parte dos casos em termos de rigidez específica, quando comparados com os metais tradicionais. Com excepção da fibra de vidro as restantes fibras usadas em compósitos avançados (carbono, aramidas, boro, etc.) proporcionam a obtenção de compósitos com rigidez específica superior aos metais. A designação de compósito avançado é usada para compósitos utilizados em aplicações especiais, como por exemplo na aeronáutica, em que se exigem elevadas propriedades mecânicas associadas a outros requisitos particulares, como a capacidade de resistir a elevadas temperaturas ou outras propriedades físicas. Os compósitos avançados utilizam normalmente fibras de vidro, carbono ou aramidas e matrizes de elevadas propriedades tanto de polímeros termoendurecíveis como termoplásticos.

Fig. IX.1 - Comparação da resistência específica e da rigidez específica de vários materiais.

CSM

0/90

0/90

0/90 U/D

AlumínioAço

U/DU/D

1000

100

10 100Rigidez Específica [GPa]

Res

istê

ncia

Esp

ecíf

ica

[MP

a]

Ara

mid

a / E

poxy

Car

bono

/ Ep

oxy

Vid

ro /

Polie

ster

METAIS

COMPÓSITOS


Os compósitos poliméricos podem ter maior resistência específica do que os metais não só para cargas estáticas como também no caso da fadiga. O processo de fadiga nos compósitos e nos metais é substancialmente diferente. Enquanto nos metais a rotura por fadiga ocorre como consequência da propagação de uma única fenda quando esta atinge uma dimensão crítica, nos compósitos existem múltiplos mecanismos de rotura não sendo nenhum completamente dominante. Nos metais a fenda é bem definida e a velocidade de propagação facilmente obtida a partir dos dados do ensaio usando a mecânica da fractura. Os compósitos apresentam, em geral, múltiplas microfendas. Salkind [4] constatou que para um dado defeito os compósitos são, em geral, mais tolerantes ao dano por fadiga. Este efeito é explicado pelo facto de cada fibra ser um elemento de carga, não se verificando necessariamente que a rotura de uma fibra ou de um conjunto de fibras limitado conduza à rotura de todo o sistema.

De acordo com resultados publicados por Jones [5] os materiais compósitos apresentam maior resistência especifica à fadiga, maior resistência à degradação por fadiga e menor sensibilidade ao entalhe do que a generalidade dos metais. Esta conclusão pode ser tirada analisando a Fig. IX.2, em que é representada a amplitude de tensão dividida pela densidade em função do número de ciclos de rotura para alguns materiais.

Fig. IX.2 - Resultados de fadiga típicos para alguns materiais [5].

700

600

500

400

300

200

100 10 4 10 5 10 6 10

7

Boro/Epoxy

Vidro-S/Epoxy

Titânio (8-1-1)

Aço ligado (4130)

Alumínio (2024)

Número de Ciclos de Rotura

Am

plit

ude

de te

nsão

/den

sida

de

(103 p

si/l

b/in

3 )


IX.2- APLICAÇÕES DOS MATERIAIS COMPÓSITOS

A utilização de materiais compósitos nas últimas décadas tem vindo a alargar-se aos mais variados campos industriais. Vários factores contribuem para este aumento no campo de aplicações. Como já foi referido anteriormente o factor fundamental é reduzida massa específica associada a elevadas propriedades mecânicas. Outro factor positivo que contribuiu para este incremento foi a redução de preço dos materiais de reforço. Para algumas aplicações são fundamentais, algumas propriedades particulares, que tem vindo a ser desenvolvidas nalguns materiais compósitos avançados mais recentes, tais como a resistência à corrosão, transmissibilidade a ondas de radar, capacidade de absorção de energia de impacto, capacidade de amortecimento de vibrações, etc.

Na tabela IX.1 apresenta-se uma lista com algumas das aplicações típicas dos materiais compósitos que nos permite elucidar claramente o vasto campo de utilização destes materiais.

Tabela IX.1 - Aplicações típicas dos compósitos Sector Aplicação Aerospacial Caixas de motores, componentes estruturais, fuselagem,

pás do rotor de helicópteros, assentos de cadeiras, estabilizadores verticais, portas de acesso.

Automóvel Veios, assentos, pára-choques, molas de lâmina, condutas e sistemas de ventilação, chapas da carroçaria.

Recreativo Cascos de barcos, pranchas de Windsurf, tacos de golfe, raquetes.

Industrial Tubos e reservatórios sob pressão, tanques de água, reservatórios diversos engrenagens, chumaceiras.

Medicina Prótese de pernas e de articulações, mesas de raios X.

IX.3- FIBRAS E RESINAS IX.3.1- Fibras

As fibras usadas como materiais de reforço possuem propriedades mecânicas extremamente elevadas muitas vezes superiores às dos metais


maciços utilizados em engenharia. Usualmente as fibras são muito finas e longas, sendo a relação comprimento/diâmetro (l/d) superior a 100. As fibras comerciais têm, em geral, diâmetros inferiores a 20 µm. Em função do comprimento as fibras podem classificar-se em: contínuas, longas (comprimento médio entre 200-300 mm), curtas (comprimento menor de 25 mm) e Whiskers (fibras muito curtas; os Whiskers inorgânicos são monocristais com cerca de 1 mm de espessura e menos de 3-4 mm de comprimento).

As principais fibras usadas no fabrico de compósitos são: vidro, carbono, aramidas, boro e asbestos.

Fibra de vidro é o nome pelo qual é conhecida uma associação de óxidos mutuamente solúveis (óxidos de sílica, cálcio, sódio, alumínio, etc.), em que o óxido de sílica é predominante, e que podem ser arrefecidos abaixo da temperatura de transição vítrea sem cristalizarem. Em função da percentagem relativa destes óxidos é possível obter fibras com diferentes propriedades. As fibras de vidro mais utilizadas são:

-Vidro do tipo E; corresponde à formulação básica sendo a mais económica; -Vidro do tipo S; fibra de maior resistência que a anterior; -Vidro tipo C; Fibra de elevada resistência à corrosão. As fibras de carbono são fabricadas usualmente a partir de fibras

poliméricas através de adequados tratamentos térmicos ou a partir de alcatrão. Embora possa também aparecer na forma amorfa só as formas cristalinas de carbono são usadas no fabrico de fibras. São comercializadas três tipos de fibras de carbono, que de acordo com o módulo de elasticidade apresentado são designadas por fibras de baixo, médio e elevado módulo. Estas diferenças de propriedades resultam do processo de fabrico e do precursor utilizado. Na tabela IX.2 apresentam-se as propriedades mecânicas destas fibras, obtidas usando como precursor o poliacrilonitrilo (PAN) publicadas por Carlsson[6]. A grafite é uma fibra de carbono de elevado teor em carbono (aproximadamente 99%).

As aramidas são poliamidas aromáticas produzidas a partir de certos polímeros orgânicos. A aramida mais conhecida é designada por Kevlar. Trata-se de uma fibra de resistência à tracção semelhante ao vidro tipo E, mas de rigidez muito mais elevada (cerca de três vezes a rigidez das fibras de carbono). Esta fibra apresenta ainda elevada resistência à fadiga e fluência. Apesar das boas propriedades mecânicas destas fibras em tracção


apresentam algumas limitações em compressão e flexão devido à encurvadura em compressão. As propriedades mecânicas de algumas destas fibras são indicadas na tabela IX.2 [7].

Boro é a designação de uma fibra de elevada resistência e rigidez obtida a alta temperatura de vapor de tricloreto de boro num substrato de tungsténio ou carbono (deposição química por vapor - CVD). Trata-se de uma fibra frequentemente usada com resinas epoxy especialmente na indústria aeronáutica.

Asbestos é o nome genérico pelo qual é conhecido um grupo de silicatos cristalinos contidos nalgumas rochas no Canadá, Rússia e USA e África do Sul. A utilização destas fibras tem vindo a diminuir devido aos riscos para a saúde inerentes.

Muitas outras fibras são também utilizadas como: as fibras e whiskers de alumina, fibras e whiskers de SiC, fibras metálicas, etc.

Fig. IX.3 - Resistência específica à tracção de algumas fibras comparadas

com o aço.

A Fig.IX.3 mostra a resistência específica de várias fibras em relação ao aço, sendo notória a elevadíssima resistência específica das firas de aramida e carbono.

Poliaramida

Carbono

VidroNylon

Poliester

Aço


Na tabela IX.2 apresentam-se os valores típicos das propriedades mecânicas para as fibras mais correntemente utilizadas.

As fibras são comercializadas de formas bastante variadas sendo mais vulgares os rolos de fio contínuo, mantas de fio contínuo, orientado ou aleatoriamente distribuído, mantas entrelaçadas bidireccionais ou multidireccionais.

Tabela IX.2 - Valores típicos das propriedades mecânicas de algumas fibras.

Material da fibra Densi-

dade

[g/cm3]

Diâmetro

filamento

[µm]

Resist. à

tracção

[GPa]

Módulo

de Young

[GPa]

Alonga-

mento

[%]

Vidro tipo E 2,55 13 3,34 81,3 4,8

Vidro tipo C 2,56 10-13 3,31 - 4,8

Vidro tipo S 2,50 10-13 4,58 86,8 5,7

Carbono/baixo módulo 1,76-1,79 7 3,65 228 1,4

Carbono/médio módulo 1,78 5,1 5,03 290 1,7

Carbono/alto módulo 1.80 8 2,48 340 0,7

Aramida (Kevlar 29) 1,44 12 3,6 83 4,0

Aramida (Kevlar 49) 1,44 12 3,6 124 2,8

Aramida (Kevlar 149) 1,44 12 3,4 186 2,0

Boro 2,6 - 3,5 420 -

Asbestos (Anfibola) 3,3 - 4,1 190 -

Al2O3 4,0 - 2,0 470 -

SiC 3,4 - 2,3 480 -

IX.3.2- Resinas

Tradicionalmente a maioria dos compósitos fabricados industrialmente usavam como matrizes polímeros termoendurecíveis. Contudo, em consequência de algumas limitações apresentadas por estes polímeros, em conjunto com o facto de não serem materiais recicláveis conduziu, principalmente na década de noventa, à crescente aplicação de resinas termoplásticas com elevadas propriedades e facilidade de processamento. Algumas das principais desvantagens das resinas termoendurecíveis são as seguintes:

- necessidade de reagentes químicos no processo de cura;


- possibilidade de emissão de vapores perigosos; - vida limitada; - processamento em várias fases; - processo de cura mais longo; - não recicláveis; - fraca tenacidade; - custos globais mais elevados; - fraca solubilidade e resistência à humidade (poliester e epoxy).

Em contrapartida os termoplásticos oferecem elevadas potencialidades que têm conduzido ao recente elevado incremento da sua aplicação nos materiais compósitos. Os principais atractivos dos termoplásticos como matrizes são:

- potencial baixo custo de fabrico; - elevada tenacidade; - boa tolerância de dano e resistência ao impacto e à

microfissuração; - fácil controlo de qualidade; - são recicláveis.

Apesar das vantagens indicadas os compósitos com matriz termoplástica apresentam ainda alguns problemas, sendo os mais importantes os seguintes:

- qualidade da pré-impregnação (dificuldade de execução, encharcamento das fibras, não uniformidade, etc.);

- problemas de processamento (custo das ferramentas, altas temperaturas, etc.)

- comportamento à fadiga e fluência pouco conhecidos; - sensibilidade aos solventes (excepto os polímeros semi-

cristalinos).

Os principais termoendurecíveis usados no fabrico de compósitos são: as resinas epoxy, fenólicas, polimidas e poliester.

As resinas epoxy são consideradas bastante estáveis e podem ser utilizadas com todas as fibras de elevadas perfomance.

As polimidas são a matriz mais adequada para aplicações a alta temperatura, produzindo compósitos com menos riscos para a saúde e mais resistentes ao calor do que os compósitos fenólicos. São usadas com fibras


de carbono, boro e vidro. Apresentam como inconveniente a necessidade de serem pré-impregnadas através de um solvente. Este solvente juntamente com a água, devem ser removidos do compósito para reduzir a percentagem de porosidades, abaixo dos 3%, sem a qual será observada uma redução de resistência significativa. Estas resinas são mais caras do que as epoxy.

As resinas fenólicas são bastante resistentes ao calor e ao fogo sendo adequadas para aplicações a temperaturas elevadas. São usadas preferencialmente com fibras de vidro.

Os poliesteres não saturados são as resinas mais frequentemente usadas no fabrico de compósitos para aplicações correntes principalmente devido ao seu baixo custo. As propriedades obtidas variam com a composição do material de raiz usado no processo de fabrico.

Na tabela IX.3 apresentam-se a título indicativo as propriedades mecânicas em tracção e a temperatura de deflexão térmica (HDT) de algumas resinas epoxy e poliester indicadas por Norwood [8].

Tabela IX.3 - Propriedades mecânicas e a HDT de algumas resinas

termoendurecíveis.

Resina Tensão

de rotura

Módulo

de Young

[GPa]

Alon-

gamento

[%]

HDT

[ºC]

Poliester (alta reactividade ortoftálica) 54 3,6 2,0 110

Poliester (média reactividade orto-

ftálica)

68 3,6 2,4 75

Poliester(baixa reactividade ortoftálica) 60 3,8 2,0 65

Epoxy (agente de cura: dietileno-

triamina)

70 3,4 5,3 95

Epoxy (agente de cura: diaminodifenil-

metano)

80 2,8 5,2 155

Epoxy (agente de cura: diaminodifenil-

sulfona)

78 3,1 6,0 193

Uma comparação qualitativa das propriedades mecânicas e térmicas

dos compósitos fabricados com matrizes termoplásticas e termoendurecíveis permite concluir que os termoendurecíveis de elevada perfomance (por exemplo polimidas) apresentam propriedades térmicas, resistência e rigidez mais elevadas do que qualquer termoplástico. Os termoplásticos de elevada


perfomance apresentam propriedades semelhantes aos termoendurecíveis médios (geralmente epoxis). Os termoendurecíveis de menor perfomance (tal como o poliester) têm propriedades semelhantes aos termoplásticos de maior rigidez e resistência usados em aplicações gerais de engenharia.

Um vasto conjunto de termoplásticos são usados industrialmente no fabrico de compósitos tanto para aplicações correntes como de elevada perfomance. Os principais termoplásticos de elevada perfomance são:

- poliarileterketona (PAEK); - polifenileno sulfida (PPS); - polietereterketona (PEEK); - polisulfona (PSU); - polieterimida (PEI); - poliamideimida (PAI); - termoplástico polimida (TPI); - Polímero em cristais líquidos (LCP).

Para aplicações correntes são usados os seguintes termoplásticos: - poliamidas (nylon); - polietileno tereftalato (PET); - acetal; - policarbonato; - ABS; - Polifenileno éter (PPO); - Polipropileno (PP).

As estruturas moleculares associadas aos termoplásticos de elevada perfomance são, em geral altamente aromáticos, o que conduz a cadeias poliméricas mais rígidas e resistentes e com melhores propriedades térmicas. Outro factor importante nas propriedades dum polímero é o seu peso molecular, tanto nos termoplásticos como nos termoendurecíveis. As propriedades dos termoplásticos são ainda altamente influenciados pela estrutura apresentada. As propriedades mecânicas e térmicas, bem como a resistência a efeitos químicos e ambientais depende da cristalinidade do polímero. Muitos dos termoplásticos indicados, especialmente os de elevada perfomance são materiais cristalinos ou semi-cristalinos. As forças moleculares elevadas associadas a estruturas cristalinas aumentam a energia necessária para deslocar as moléculas. Então a rigidez, resistência e a


temperatura de utilização aumentam em relação aos polímeros amorfos [9]. No entanto, alguns autores sugerem que o uso de polímeros amorfos pode ser vantajoso em aplicações em que a resistência e a temperatura de utilização não são fundamentais, mas antes a optimização das condições de processamento [10]. Na tabela IX.4 indica-se a estrutura dum significativo número de termoplásticos. Tabela IX.4 - Propriedades mecânicas e térmicas de alguns termoplásticos.

Polímero Estrutura Tensão

rotura

[MPa]

Mod.

Elast.

[GPa]

Alonga-

mento

[%]

Tg [ºC] Tm [ºC] HDT

[ºC]

PEEK semi-

cristalina

92-103 3,1-3,8 11-50 140-145 334-343 152-160

PPS semi-

cristalina

65-82 3,9-4,3 3-20 85-90 275-290 115-260

Polisulfona amorfa 69-76 2,1-2,5 60-76 180-220 - 174-175

Poliarilsulfona amorfa 70-82 2,1-2,7 30-60 189-225 - 182-204

Polieterimida amorfa 95-105 3-4,5 7-60 215-217 - 197-200

Poliamideimida amorfa 89-186 2,8-4,8 10-30 275-288 - 274-278

TP poliamida amorfa 102 3,8 14 251-330 - -

Nylon 66 cristalina 76-94 1,6-3,8 15-60 47-80 255-265 190-143

PET cristalina 48-72 2,8-4,1 30-300 69-80 245-265 158-207

Acetal semi-

cristalina

67-69 3,1-3,6 25-75 -75 163-175 160-173

Policarbonato cristalina 63-69 2,37 110-135 149-150 220-230 138-149

ABS amorfa 23-55 1,9-2,7 1,5-80 88-120 - 95-100

PPO amorfa 66 2,5-2.6 60-82 90-220 262-484 96-215

PP semi-

cristalina

31-41 1,1-1,5 100-600 -27 163-176 45-120

Um grupo importante de polímeros, mantêm-se na fase cristalina

mesmo no estado líquido. O uso destes polímeros em cristais líquidos, tem sido no entanto limitada devido ao seu elevado ponto de fusão e a dificuldades de processamento. Uma tentativa de solução para estes problemas foi conseguida no LCP através de uma combinação de cristais líquidos com baixa temperatura de fusão, semelhante ao PET e ao PP [11]. Uma aplicação interessante destes


cristais é no fabrico de fibras para utilização como reforço em matrizes convencionais.

As propriedades dos polímeros são bastante sensíveis à temperatura. Definem-se três temperaturas importantes correspondentes à transição entre diferentes estados do material. Consideram-se assim, a temperatura de fusão (Tm), a temperatura de transição vítrea (Tg) e a temperatura de distorção térmica (HDT) intermédia entre as duas. A temperatura de distorção térmica (HDT) caracteriza a temperatura para a qual as propriedades mecânicas do polímero sofrem uma redução significativa e corresponde à temperatura máxima de utilização em serviço contínuo. Na tabela 4 indicam-se os valores, publicados por Strong [12], de Tm, Tg, e HDT, bem como as propriedades mecânicas à tracção para um grupo de termoplásticos.

Raramente as resinas são comercializadas sem a adição de materiais especiais com capacidade para melhorar algumas das propriedades dos polímeros. Os aditivos mais usados têm as seguintes finalidades:

- melhorar o aspecto decorativo (especialmente a cor); - retardadores do ponto de inflamação; - estabilizadores de luz (absorção de ultra violetas); - promover a libertação de bolhas; - aumentar o módulo de rigidez.

IX.4- INTRODUÇÃO ÀS TÉCNICAS DE FABRICO

Não se pretende neste ponto fazer uma análise exaustiva das técnicas de fabrico do compósitos, mas apenas fazer a descrição sumária de algumas das técnicas mais usadas. Para uma abordagem mais detalhada recomenda-se a consulta das referências [13,14] no que respeita ao fabrico de compósitos com matriz termoendurecível e Strong [12] especificamente para matrizes termoplásticas.

As resinas termoendurecíveis são bastante simples de processar, bastando misturá-las com um activador, colocar num molde, deixar endurecer e remover o molde. O molde pode ser fabricado em qualquer material não poroso como: metal, madeira ou plástico. Para diminuir o tempo de processamento os moldes devem ser aquecidos. Desta forma


reduz-se o tempo de cura e aumenta-se a vida do molde. As principais etapas do processo de produção de materiais compósitos são:

- mistura da resina e activador; - dispersão da resina no molde; - posicionamento das fibras de reforço; - impregnação das fibras com resina; - cura.

Estas cinco etapas estão contidas em todos os processos de fabrico de compósitos poliméricos, podendo variar de processo para processo apenas as técnicas de executar alguma ou algumas delas.

Apresenta-se de seguida uma descrição muito resumida de algumas das técnicas mais usadas no fabrico de compósitos. Estas técnicas foram inicialmente desenvolvidas para matrizes termoendurecíveis, mas podem ser usadas (nalguns casos com algumas adaptações) para matrizes termoplásticas. A- Moldação em sistema aberto Moldação manual:

Este processo é ainda bastante utilizado, apesar de ser necessário um trabalho intensivo e de difícil controlo, pois é bastante versátil e económico tanto em termos de equipamento como de moldes. Os vários passos desta técnica estão esquematizados na Fig. IX.4. Os reforços normalmente são previamente cortados com o tamanho pretendido antes de serem misturados com a resina. Camadas alternadas de resina e reforço são colocadas sobre o molde. Um rolo metálico é usado para consolidar o laminado, garantir a total impregnação das fibras e extrair as bolhas de ar da resina. Neste processo podem ser usados todos os tipos de resinas e fibras atrás referidos. É um processo de baixa velocidade de produção e de fraco controlo dimensional. Pulverização por pistola (Spray-Up):

Neste processo a resina e a fibra são simultaneamente pulverizadas sobre o molde. As fibras contínuas são cortadas em fibras curtas por uma


unidade montada na pistola de projecção da resina. As fibras de pequenas dimensões são então arrastadas pelo fluxo de resina, sendo desta forma distribuídas e posicionadas simultaneamente com a resina. A percentagem de fibra pretendida pode ser obtida regulando a unidade de corte da fibra e o caudal debitado pela pistola de projecção de resina. Este processo é bastante produtivo e de baixos custos, mas o controlo da distribuição de fibra e da espessura é manual e depende do operador. A utilização deste processo é limitada ao caso de fibras curtas com distribuição aleatória. Tendo em conta as limitações descritas esta técnica não é usada em aplicações de elevada responsabilidade, sendo no entanto bastante popular em aplicações de grande volume e pouco solicitadas.

Para aplicações com formas simples pode usar-se este processo com controlo automático da orientação e velocidade da pistola de projecção, evitando-se desta forma o sistema de controlo manual destes parâmetros.

Fig. IX.4 - Moldação manual

Molde


Enrolamento filamentar em espiral (filament winding):

Este processo é esquematizado na Fig. IX.5 e é usado na produção de peças ocas simples, em particular tubos e reservatórios sob pressão. O componente é moldado num macho com a forma da superfície interior que é fixo no veio de um torno. O tanque com a resina é montado transversalmente na cabeça do torno. Fibras contínuas são alimentadas através do banho de resina a partir de posições fixas do torno. Variando as velocidades relativas do enrolamento do fio e de avanço do torno o ângulo da espiral do enrolamento pode ser controlado. A orientação e fracção volumétrica de fibra e a espessura podem então ser optimizadas.

Esta técnica pode ser usada com a generalidade das resinas e fibras na condição destas serem contínuas e montadas em rolos. O custo de material e processamento é baixo, apesar do custo do equipamento ser relativamente elevado. Conseguem-se elevadas velocidades de processamento e obter compósitos de excelentes propriedades mecânicas e bom controlo dimensional, da percentagem e orientação das fibras. O principal inconveniente reside no facto de apenas poder ser usado para um número limitado de formas.

Fig. IX.5 - Sistema de enrolamento em espiral. B- Moldação em sistemas fechados Moldação em vácuo:

A moldação em vácuo, representada esquematicamente na Fig. IX.6 é o processo mais simples de moldação em sistema fechado. As fibras e a

Banho de resinaDistribuidor

de fibra

Fibra contínua

impregnada Sistema deenrolamento


resina são colocadas manualmente num molde aberto. Sobre o laminado é colocado um filme elástico e sobre este um saco de borracha fixo nos bordos do molde. Um ambiente de vácuo é produzido entre o saco de borracha e o laminado. Esta técnica é usada na maioria dos sistemas resina/fibra, incluindo na produção de painéis sandwich. Os custos dos equipamentos utilizados é baixo, mas o custo de produção elevado.

Fig. IX.6 - Moldação em vácuo. Moldação em câmara sob pressão:

A moldação em câmara sob pressão é uma técnica muito semelhante à moldação em vácuo, usando no entanto pressões superiores à atmosférica (até 3,5 bars), o que permite uma melhor consolidação e maiores percentagens de fibra. Usando ar aquecido ou vapor na câmara consegue-se um processo de cura melhor e mais rápido. Como consequência da pressão aplicada o molde usado neste processo tem de ser muito mais robusto do que nos casos da moldação manual ou em vácuo. Esta técnica é razoavelmente produtiva e é usada na produção de componentes de alta qualidade feitos com reforços pré-impregnados. Este processo encontra-se representado esquematicamente na Fig.IX.7. Moldação em autoclave:

A moldação em autoclave é uma combinação da moldação em vácuo e da moldação sob pressão, como se esquematiza na Fig. IX.8, permitindo produzir componentes de elevada qualidade. Actualmente é usada apenas

Molde

Sistema de aperto

Laminado

Pelicula de libertação

Invólucro de borracha Sistema de aperto

Bomba de vácuo


com fibras pré-impregnadas. Esta técnica usa um saco de vácuo no interior de uma câmara aquecida e pressorisada. Várias camadas de fibra são colocadas no molde até preencher a espessura pretendida. Posteriormente é feito um vácuo parcial na câmara de vácuo e de seguida aplicada uma pressão no interior do autoclave que está fechado e selado. Nestas condições o laminado está sujeito simultaneamente ao vácuo, pressão e aquecimento, o que assegura a total consolidação e cura. Como os moldes não estão sujeitos a forças tão elevadas consegue-se usar uma construção razoavelmente leve. As principais vantagens desta técnica são: a elevada qualidade, controlo do processo de cura e baixo nível de porosidades. O principal inconveniente é o custo do investimento e de produção.

Fig. IX.7 - Moldação em câmara sob pressão.

Moldação sob pressão a quente:

Neste processo é aplicada uma pressão hidráulica sobre o molde (pelo menos 2 bars), que vai comprimir a resina e impregnar as fibras. O molde é aquecido (a cerca de 140ºC), o que permite acelerar significativamente o processo de cura e a velocidade de produção. O molde tem de ser metálico e robusto para suportar a temperatura de aquecimento e a pressão aplicada. Este processo é usado com fibras contínuas pré-impregnadas ou mantas. Conseguem-se grande precisão dimensional, mas a variabilidade das propriedades mecânicas pode ser um problema. Os custos de equipamento

Molde

Espaçador

Sistema de aperto

Sistema de aperto

Compressor

Laminado

Invólucro de borracha


são muito elevados, mas os custos de produção tornam-se baixos para grandes séries.

Fig. IX.8 - Autoclave.

Moldação injectada:

Esta técnica, que se encontra esquematizada na Fig. IX.9, é correntemente usada para produções em série de compósitos em que a matriz é um polímero termoplástico ou termoendurecível. Prepara-se inicialmente uma massa com todos os componentes do compósito, incluindo os fibras de reforço. Esta massa é colocada num depósito e posteriormente transportada para o molde por um sistema de parafuso através de uma câmara de aquecimento. Este processo só pode ser usado com fibras curtas e direcção aleatória. A orientação das fibras é condicionada pelo fluxo durante o enchimento do molde o que provoca variações nas propriedades das peças produzidas. Com este processo conseguem-se produzir peças com formas complexas a elevadas velocidades de produção, custos de produção baixos e com tolerâncias bastante apertadas.

Câmara doautoclave

Sistema de aperto

Sistema de aperto

Pressão

Vácuo

Laminado

Câmara de vácuo

Molde


Fig. IX.9 - Moldação injectada.

C-Produção contínua

Os dois principais processos de produção contínua são a laminagem e a pultrusão. Ambas as técnicas têm como principais inconvenientes o elevado custo de equipamento e a limitação das formas do produto produzido. Em ambos os casos o custo de produção é baixo, a velocidade de produção muito elevada e o produto obtido apresenta boas propriedades mecânicas e boa tolerância dimensional.

Fig. IX.10 - Pultrusão.

Moldeaquecido

Tubo aquecido

Parafuso de alimentação

Depósito

Material de Moldação

Sistema de aperto

Sistema de aperto

Tanque deresina

Zona de aquecimento

Painéis de alinhamento

Guias

Sistema para esticar o fio

Acabamento doperfil

Sistema de corte

Rolos com fio de reforço


No processo de pultrusão, representado na Fig. IX.10, as fibras são impregnadas de resina e puxadas através de uma câmara de cura aquecida onde é dada a forma do perfil final. A impregnação das fibras pode ser feita num banho antes da entrada na câmara de cura ou por injecção directa na câmara de cura. Podem usar-se elevadas fracções volumétricas de fio ou manta com alimentação contínua. A tensão aplicada nas fibras garante um perfeito alinhamento e consequentemente elevadas propriedades mecânicas na direcção longitudinal. Em contrapartida as propriedades na direcção transversal são limitadas. IX.5- PROPRIEDADES MECÂNICAS

O comportamento mecânico dum compósito depende da composição, do processo de fabrico e das condições de serviço. Os constituintes dum compósito (fibra e resina) são materiais com módulos de elasticidade muito distintos. Ao ser solicitado as cargas vão ser transferidas entre as fibras e a resina através da interface de ligação. A faculdade de um compósito ter elevadas propriedades mecânicas depende da capacidade da interface para fazer a transferência de carga entre fibras e resina sem que ocorra rotura. A figura 9.11 mostra esquematicamente uma interface, distinguindo-se duas zonas: uma interface electroquímica muito estreita e uma interface mecânica mais larga, onde se fazem sentir as interacções mecânicas. As características da interface dependem do tipo de fibra e resina, dos reagentes e do processo de cura. Na interface podem ocorrer defeitos diversos, tais como: microfendas, não adesão e micro porosidades (Fig. IX.11). Estes defeitos são pontos preferenciais para o desenvolvimento do processo de rotura. Os mecanismos de rotura para compósitos unidireccionais são: a fissuração da matriz, a rotura das fibras e a delaminação entre as fibras e a matriz [15]. Ao partir uma fibra a carga é redistribuída por interacção entre a resina e todas as outras fibras.

Como já foi indicado anteriormente as fibras têm propriedades mecânicas muito mais elevadas do que as resinas constituindo-se como o elemento resistente predominante num compósito. A resistência e rigidez do compósito dependem da fibra e matriz utilizadas, sendo a fibra o elemento mais importante. Na fig. IX.12 apresentam-se curvas tensão-deformação de alguns compósitos e metais típicos podendo analisar-se a rigidez relativa


destes materiais. Na maioria dos casos obtêm-se compósitos com rigidez semelhante à dos metais tradicionais.

Fig. IX.11 - Representação esquemática da interface.

Fig. IX.12.- Comparação das curvas tensão-deformação de alguns compósitos de matriz epoxy com os metais tradicionais [16].

Interface electroquímica 1-3x10cm

-8

Matriz

Fibras

Descoesãofibra/matriz

MicrofendasMicroporosidades

Interface mecânica 10cm -3

200

180

160

140

120

100

80

60

40

20

0,2 0,6 1,0 1,4 3,0 3,4Deformação (%)

60% Boro - 40% Epoxy

60% Carbono - 40% Epoxy

AçoTitânio

30% Boro -70% Epoxy 60% Vidro - 40% Epoxy

Alumínio

30% Carbono - 70% Epoxy

30% Vidro - 70% Epoxy

Ten

são

(ks

i)


As propriedades mecânicas, e em particular o módulo de elasticidade em tracção podem ser previstos a partir da constituição do compósito. No caso de compósitos unidireccionais, em que todas as fibras estão na direcção da carga, o módulo de elasticidade em tracção do compósito (Ec) pode ser obtido usando a regra das misturas simples :

mmffc VEVEE ++++==== IX.1

em que: - Ef e Em são os módulos de elasticidade em tracção da fibra e da

matriz, respectivamente; - Vf e Vm são as fracções volumétricas da fibra e da matriz,

respectivamente. Esta regra pode ser generalizada para outras distribuições de fibra:

mmffc VEVBEE ++++==== IX.2

onde B é uma constante que de acordo com Krenchel [17] toma os seguintes valores : -1 para compósitos unidireccionais; -0,5 para compósitos bidireccionais balanceados; -3/8 para distribuições aleatórias de fibra curta num plano.

Para placas planas com fibras entrelaçadas pode considerar-se B=0,375. Estas regras simples podem ser usadas também na previsão de outras propriedades, como a densidade e o coeficiente de Poisson.

As propriedades mecânicas dos compósitos dependem de inúmeros factores, tais como: tipo de fibra, fracção volumétrica, tratamento, orientação e dimensão das fibras, tipo de resina, processo de fabrico, temperatura, humidade, porosidade da resina, etc. A comparação de propriedades exige a normalização de todas estas variáveis, o que geralmente não é possível. Normalmente esta comparação é feita para condições padrão. As propriedades mecânicas usadas mais frequentemente são a resistência à tracção e o módulo de elasticidade. Outras propriedades são, no entanto importantes, tais como: a tenacidade, as propriedades em compressão e em flexão, características térmicas, comportamento em ambientes agressivos. Estas propriedades são muitas vezes utilizadas em aplicações específicas.

Na tabela IX.5 apresentam-se algumas das propriedades mecânicas, indicadas por Strong [12], para compósitos de matriz termoplástica de


elevada performance. Estas propriedades correspondem a compósitos unidireccionais com fracção volumétrica de 60% de fibra de carbono. Os valores indicados estão na mesma gama dos obtidos com matrizes termoendurecíveis.

Na tabela IX.6 apresentam-se dados das propriedades mecânicas de compósitos de matriz termoplástica para engenharia corrente fabricados com fibras curtas, de vidro com distribuição aleatória e fracção volumétrica normalizada a 30% [18,19]. Os valores indicados nesta tabela são bastante inferiores aos da tabela IX.5, o que é motivado pelo facto de serem referentes a compósitos de fibras curtas (menos resistentes do que os de fibras longas) e por usarem fibras de vidro (menos resistentes do que outras fibras como o carbono ou o Kevlar). Contudo, usando fibras contínuas de elevadas resistência podem obter-se elevadas propriedades mecânicas mesmo com estas resinas. É o caso do nylon, que reforçado com fibras contínuas de carbono, permite obter uma resistência à tracção entre 1493 e 1517 MPa [20] (semelhante à obtida com termoplásticos de elevada performance). Tabela IX.5 - Propriedades mecânicas de compósitos de matriz termoplástica

de elevada performance [12].

Resina Resistência à

tracção [MPa]

Módulo de elasticidade

à tracção [GPa]

Resistência à com-

pressão [MPa]

PEEK 1869-2452 125-141 1033-1469

PPS 1345-1929 120-145 654-960

Polisulfona 1069-1331 129-141 1041

Poliamideimida 1379 142 1379

Cristais líquidos 1492 143 862

Na tabela IX.7 apresentam-se valores indicativos das propriedades

mecânicas de alguns compósitos de matriz termoendurecível, publicados por Quinn [21], que permitem fazer uma análise comparativa com os dados indicados nas tabelas IX.5 e IX.6. A análise desta tabela permite verificar a influência da direcção das fibras na resistência à tracção e confirmar que os compósitos unidireccionais são os que apresentam maiores valores de resistência.


Tabela IX.6 - Propriedades mecânicas de compósitos de matriz termoplástica para engenharia corrente [18,19].

Resina Resistência à

tracção [MPa]

Módulo de elasticidade

à tracção [GPa]

Resistência à com-

pressão [MPa]

Nylon 172-193 90-103 155-276

PET 139-165 90-99 172

Acetal 90-153 100-116 89-151

Policarbonato 127-154 86-117 124-139

ABS 89-110 69-83 100-117

PPO 103-128 69-90 123

PP 45-90 48-69 45-58

Tabela IX.7 - Propriedades mecânicas típicas de compósitos de matriz

termoendurecível.

Compósito Frac-

ção

vol.

(%)

σrot.

long.

tracç.

(MPa)

σrot.

transv.

tracç.

(MPa)

σrot.

long.

comp.

(MPa)

σrot.

transv.

comp.

(MPa)

Mód.

elast.

long.

(GPa)

Mód.

elast.

transv.

(GPa)

Densi-

dade(g

/cm3)

Fib. vidro/epoxy

(unidireccional)

53 1190 73 1001 159 39 15 1,92

Fib. carbono/epoxy

(unidireccional)

57 2040 90 1000 148 134 11 1,57

Fib. Kevlar/epoxy

(unidireccional)

60 1379 30 276 138 76 5 1,38

Fib. vidro/epoxy

(entrelaçado 0/90º)

33 360 360 240 205 17 17 1,92

Fib. vidro/epoxy

(entrel. +45/-45º)

33 185 185 122 122 10 10 1,92

Fib. carbono/epoxy


50 625 625 500 500 70 70 1,53

Fib. Carb./epoxy

(entrel. +45/-45º)

50 240 240 200 200 18 18 1,53

Fib. Kevlar/epoxy


50 517 517 172 172 31 31 1,33

Fib. vidro/poliest.

(manta unif. disp.)

19 108 108 148 148 8 8 1,45


No caso de compósitos com fibras em múltiplas direcções é possível fazer a previsão aproximada da resistência à tracção utilizando modelos semelhantes aos usados para o módulo de elasticidade, como o modelo sugerido por Rigg [22] para fibras curtas, que não é mais que a regra das misturas modificada:

mmff21c VVAA σσσ ++++==== IX.3

em que: - σσσσc, σσσσf e σσσσm são a resistência à tracção do compósito, da fibra e da

resina, respectivamente; - A1 é um factor que tem em conta a orientação das fibras no

compósito; - A2 é um factor que tem em conta a efectiva ligação as fibras e a

resina.

Fig. IX.13 - Efeito da relação l/d na resistência à tracção para compósito com 50% de fibra de vidro alinhada segundo a direcção longitudinal e resina

epoxy [23] (1Ksi=6,895 MPa). O factor A1 toma os seguintes valores:

- 1 para fibras orientadas segundo uma direcção; - 0,33 para fibras dispersas de forma aleatória no plano;

1 100 200 300 400 5000

20

40

60

80

100

600

Relação l/d

Res

istê

ncia

à tr

acçã

o (

ksi)

Matriz dúctilMatriz frágil


- 0,162 para fibras dispersas de forma aleatória segundo três direcções.

O factor A2 não é bem definido teoricamente sendo determinado de forma empírica. Este coeficiente depende das dimensões das fibras.

Como seria de esperar a resistência à tracção cresce com o aumento da percentagem de fibra. No caso de compósitos de fibra curta aumenta com a relação entre o comprimento e o diâmetro das fibras (l/d). As Figs. IX.13 e IX.14 exemplificam o efeito destes dois parâmetros. A Fig. IX.13 mostra o aumento da resistência à tracção com (l/d) para o caso de fibras de vidro alinhadas segundo a direcção longitudinal. A fracção volumétrica de fibra é de 50 % e a matriz é epoxy com duas composições, uma dúctil e outra frágil. As fibras curtas apresentam uma resistência muito inferior às longas. O valor máximo obtêm-se para l/d próximo dos 500.

Fig. IX.14 - Influência da fracção volumétrica na resistência à tracção. Fibra

de vidro com orientação aleatória no plano e resina epoxy. Resultados experimentais e previsões (linha a cheio).

A Fig. IX.14 mostra os resultados experimentais e uma previsão da

autoria de R. Lavengood, publicada em [6], da influência da fracção

10

20

30

40

50

0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7

Vf

Res

istê

ncia

à T

racç

ão [

Ksi

]

Previsão Teórica

Vidro-Epoxy


volumétrica para o caso de um compósito de fibras curtas (com l/d>50), de vidro distribuída de forma aleatória no plano, e resina epoxy. Para valores de fracção volumétrica compreendidos entre 0,2 e 0,6 o aumento de resistência é quase linear.

O aumento da temperatura de serviço provoca uma redução da resistência à tracção em todos os compósitos poliméricos. A forma como se dá esta redução depende fundamentalmente da resina utilizada. A Fig. IX.15 mostra, a título de exemplo, a variação de resistência com a temperatura para um compósito com fibras de boro unidireccionais e resina epoxy (fracção volumétrica 50%). A variação é pouco significativa até cerca de 150 ºC, tornando-se mais importante a partir desta temperatura. A temperatura a partir da qual a degradação das propriedades mecânicas é mais significativa é próxima da temperatura de distorção térmica da resina.

Fig. IX.15 - Influência da temperatura e velocidade de carga na resistência à tracção longitudinal e na deformação na rotura de um compósito

unidireccional. Fibra de boro alinhada (Vf=50%) e resina epoxy [24].

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

200

220

240

2600 50 100 150 200 250 300

1.0

0.8

0.6

0.4

0.2

00 100 200 300 400 500

Temperatura [ºF]

Tempo de ensaio 60 Sec.Tempo de ensaio 0.1 Sec.Tempo de ensaio 0.02 Sec.

Res

istê

ncia

à T

racç

ão [

Ksi

]

Deformação na rotura

Resistência à tracção

Def

orm

ação

na

Rot

ura

[%]

Temperatura [ºC]


Outros parâmetros influenciam as propriedades mecânicas tais como:

o tempo e processo de cura, o nível de porosidades e o meio ambiente, particularmente o efeito da humidade ou a presença de certos elementos ácidos.

IX.6- RUÍNA POR FADIGA

IX.6.1- Caracterização da ruína por fadiga

Ao contrário do que acontece nos metais em que o processo de rotura por fadiga é dominado por uma única fenda, nos materiais compósitos ocorrem, na maioria das vezes múltiplas fendas que crescem através de um processo que pode envolver diferentes mecanismos. Embora o processo de fadiga apresente algumas semelhanças com os metais, pois é igualmente possível definir duas fases, uma de iniciação outra de propagação, os mecanismos associados são completamente diferentes.

Os principais mecanismos associados à rotura por fadiga em compósitos poliméricos são: a separação entre as fibras e a matriz, a delaminação entre camadas e a rotura das fibras ou da resina.

Nos metais uma fenda uma vez iniciada, em geral propaga-se até à rotura final da peça. Num compósito o facto de ocorrer a rotura de uma fibra ou micro-roturas na resina ou entre a fibra e a matriz não é condição suficiente para que se desenvolva todo o processo de rotura, podendo apenas haver uma redistribuição de deformações entre os constituintes do material. Pode dar-se então o caso de o material possuir um elevado número de fissuras de pequenas dimensões sem que se possa dizer que ocorreu o colapso do compósito. Este é um problema adicional da fadiga de compósitos, pois à partida é necessário definir qual o critério de ruína a utilizar (a iniciação da separação entre fibras e resina, a fissuração da matriz ou a separação total).

O estudo da fadiga de compósitos é feito na maioria dos casos recorrendo às curvas convencionais da tensão (ou deformação) em função do número de ciclos de rotura. Os parâmetros da Mecânica da Fractura são também usados nalguns casos, mas a sua utilização nem sempre é possível devido à dificuldade em definir convenientemente uma fenda característica.


Utilizando as curvas da amplitude de tensão-número de ciclos de rotura representam-se na Fig. IX.16 os resultados obtidos por Owen [25] em compósitos laminados multi-direccionais de poliester reforçados com fibra de vidro. Estão representadas as curvas correspondentes a dois critérios de iniciação, por separação entre fibras e resina (separação interfacial) e a fissuração da resina e o critério de rotura total. Este exemplo é bem elucidativo da importância da definição do critério de ruína. A análise da figura mostra que o tempo gasto na iniciação de fendas é extremamente reduzido em comparação com a vida total, em especial a vida de iniciação de fendas entre as fibras e a resina.

Fig. IX.16 - Comparação da vida de iniciação e rotura final laminados multi-

direccionais de poliester reforçados com fibra de vidro [25].

Os resultados da fadiga de compósitos são normalmente analisados em termos de parâmetros simples tais como a tensão ou deformação aplicada e o número de ciclos de rotura. Nesta representação a solicitação é caracterizada pela amplitude de tensão, tensão máxima ou outro parâmetro equivalente. A utilização de parâmetros da Mecânica da Fractura para caracterizar o processo de fadiga é possível nalguns casos (em particular em

Separação fibra/resina

FissuraçãoSeparação

Am

plit

ude

de te

nsão

(M

Pa)

100

50

0

10-1 1 10 102 103 104 105 106 107

Número de Ciclos de Rotura, Nf


compósitos de fibras curtas), mas noutras situações é bastante difícil senão impossível.

O modelo mais simples e um dos mais usados para representar os resultados de fadiga, consiste em estabelecer uma relação linear entre a amplitude de tensão do ciclo de carga e o número de ciclos de rotura, usando uma representação bilogarítmica:

0fa SlogNlogmSlog += IX.4

em que: - Sa é a amplitude de tensão; - Nf o número de ciclos de rotura; - S0 a resistência à tracção equivalente; - m a inclinação da recta.

Em alternativa à amplitude de tensão pode utilizar-se a tensão máxima [26]. Numa representação bilogarítmica a eq. IX.4 é substituída por:

BNlogASlog fmax += IX.5

em que: - Smax é a tensão máxima; - A e B são constantes do material.

Nalguns materiais esta representação linear não modela de forma adequada os resultados experimentais, usando-se então uma função polinomial do 2º grau [26]:

BNlogANlogASlog f22f1max ++= IX.6

em que A1, A2 e B são constantes do material. Em vez dos valores absolutos da amplitude ou da tensão máxima

alguns autores usam nas equações IX.4 e IX.5, em alternativa um parâmetro adimensional obtido pela razão entre a amplitude de tensão (ou a tensão máxima) e a tensão de rotura do compósito. Se a tensão de rotura for obtida nas condições de serviço dos ensaios de fadiga esta relação funciona como um parâmetro (razão de fadiga) capaz de uniformizar os resultados de fadiga. Desta forma as curvas de fadiga obtidas para diferentes velocidades de carga, temperaturas e mesmo diferentes fracções volumétricas seriam coincidentes. Na Fig. IX.17 mostra-se a título de


exemplo um caso de utilização deste parâmetro para laminados de fibra de vidro cruzada e matriz polipropileno [27]. A análise da figura mostra que com esta representação (razão entre a amplitude de tensão e a tensão de rotura - número de ciclos de rotura) os resultados obtidos para duas temperaturas diferentes (25 e 60ºC) são praticamente coincidentes.

A relação entre a razão de fadiga e número de ciclos de rotura pode não ser linear mesmo numa representação bilogaritmica. Por vezes são utilizadas outros tipos de curvas para modelar os resultados. É o caso de Reifsnider [28] que propõe a seguinte equação:

Fig. IX.17 - Razão de fadiga – número de ciclos de rotura. Compósito de fibra de vidro cruzada e matriz polipropileno. R=0. f=10 Hz.

3Cf

21

R

max

Nlog

CC

S+=

σ IX.7

em que: - σσσσR é a tensão de rotura do compósito; - C1, C2 e C3 são constantes do material.

A equação de Coffin-Manson é por vezes também utilizada na fadiga de compósitos [29]. A aplicação desta equação parte do pressuposto que a fadiga de compósitos é controlada pela deformação (amplitude de

0.1

0.2

0.3

0.4

0.5

0.6

0.7

0.8

∆σ/

σ R

10 4 10 5 10 6 107


T = 25ºC

T = 60ºC


deformação ou deformação máxima) e não pela tensão. Esta equação é dada por:

df )N2(B2/ =ε∆ IX.8

em que: - ∆∆∆∆εεεε/2 é a amplitude de deformação; - B e d são constantes do material.

Os resultados de fadiga apresentam sempre uma dispersão apreciável sendo necessária fazer sempre uma análise probabilística dos mesmos. No caso dos materiais compósitos o método mais usado no estudo da fadiga probabilística é a distribuição de Weibull bi-paramétrica ou tri-paramétrica. IX.6.2- Mecanismos de rotura por fadiga

Os mecanismos de rotura são bastante variados e complexos tornando-se difícil defini-los de forma generalizada. Estes mecanismos dependem da fibra, da resina, da ligação entre a fibra e a matriz e dos modos se como combinam estes componentes. São particularmente importantes a configuração e geometria do laminado, o estado de tensão e o ambiente.

Este assunto tem vindo a ser estudado de forma exaustiva nas últimas décadas encontrando-se inúmera documentação sobre assunto, de que são exemplo as publicações: de caracter geral [30], específicas para compósitos unidireccionais [31], laminados de fibras contínuas [32], laminados de fibras curtas [33] e fendas a partir de entalhes, em laminados [34] e em compósitos unidireccionais [35].

Os mecanismos associados à fadiga de compósito com todas as fibras alinhadas segundo a direcção de carregamento encontram-se esquematizados na Fig. IX.18 [30]. Distinguem-se três fases distintas: fractura das fibras (Fig. IX.18a), rotura da matriz (Fig. IX.18b) e separação da interface fibra/matriz (Fig. IX.18c). Se a tensão normal ultrapassa a resistência de uma fibra de menor resistência esta rompe, criando-se uma concentração das tensões de corte na interface podendo ocorrer a separação localizada entre a fibra e a matriz. O comprimento desta separação é em geral muito pequeno, causando no entanto concentração das tensões normais. As tensões normais na matriz podem ser suficientes para provocar a rotura localizada. As fendas


(b) (c)

criadas por este processo só se propagam caso as deformações sejam suficientemente elevadas para que as tensões locais ultrapassem a tensão de rotura de um número significativo de fibras. Neste caso dá-se a propagação da fibra através da matriz. Finalmente as tensões de corte criadas irão provocar a rotura por separação da interface criando fendas de grandes dimensões. Na maioria dos casos a dimensão destas fendas é predominante no aspecto da rotura final. Esta conclusão foi observada por Lorenzo [31] em resinas epoxy reforçadas com fibras de vidro ou de carbono. Newaz [36] observou igualmente os três mecanismos de ruína em compósitos unidireccionais, fibra de vidro/epoxy, solicitados à flexão, sendo a rotura transversal da matriz e a separação das interfaces predominantes. Neste caso a rotura na interface deve-se não só às tensões de corte como também à encurvadura das fibras motivada pelas tensões de compressão que ocorrem durante o ciclo de carga.

Fig. IX.18 - Mecanismos de rotura em compósitos com as fibras alinhadas segundo a direcção da carga [30]. a)fractura das fibras; b) rotura da matriz;

c) separação da interface fibra/matriz.

O aspecto geral da rotura em compósitos com as fibras alinhadas

segundo a direcção da carga encontra-se esquematizado na Fig. IX.19, sendo evidenciada a existência de um elevado número de fendas não propagáveis, especialmente iniciadas pela rotura localizada de fibras. Em combinações fibra/matriz em que as fracturas longitudinais ocorrem de forma progressiva a rotura final é em geral observada em mais do que uma secção transversal.


A Fig. IX.20 mostra esquematicamente o comportamento à fadiga de compósitos unidireccionais com as fibras alinhadas segundo a direcção da carga, usando como parâmetros a deformação máxima do ciclo de carga em função do número de ciclos de rotura. O limite superior do gráfico representa a deformação de rotura do compósito que corresponde à rotura das fibras e consequente rotura da interface. A banda inferior corresponde à tensão limite de fadiga da resina da matriz. A região intermédia corresponde à fissuração da matriz e à rotura da interface provocada pelas tensões de corte.

Fig. IX.19 - Aspecto geral da rotura em compósitos com as fibras alinhadas

segundo a direcção da carga.

Na maioria dos compósitos as fibras não são completamente alinhadas segundo a direcção da carga havendo normalmente camadas inclinadas ou mesmo a 90º com a carga. Nestes casos as fendas iniciadas na matriz irão propagar-se em modo misto (modo I perpendicular às fibras e modo II de deslizamento segundo a direcção das fibras). Neste processo de propagação em modo misto (Fig. IX.21a) o valor limite do deslocamento da ponta da fenda para o qual não ocorre propagação depende do ângulo θ. O processo de rotura será condicionado pelo mais baixo valor de tenacidade do laminado para os dois modos de rotura. Este valor crítico é obtido em modo I, o que motiva uma redução da tensão limite de fadiga com o aumento do ângulo θ. Este efeito encontra-se esquematizado na Fig. IX.22, onde se torna bem evidente a redução da resistência à fadiga à medida que aumenta a

N=N 1 N=N2 N=1


predominância do modo I na rotura da interface. As linhas a tracejado correspondem ao comportamento do compósito com todas as fibras alinhadas segundo a direcção da carga. No limite a propagação pode ocorrer apenas em modo I (Fig. IX.21b). Esta situação corresponde ao mínimo da deformação necessária para provocar a rotura da interface, que é caracterizado aproximadamente pelas propriedades da matriz.

Fig. IX.20 - Diagrama da vida de fadiga para compósitos com as fibras alinhadas segundo a direcção da carga.

Os mecanismos associados à fadiga de laminados de camadas

múltiplas são basicamente os mesmo que se observam no caso de compósitos unidireccionais com as fibras não alinhadas com a carga e também a separação por delaminação entre camadas. A delaminação ocorre devido ao gradiente de tensões entre camadas sendo observada na matriz e portanto controlada pelas propriedades da matriz. Apesar desta semelhança de mecanismos conseguem-se melhorias bastante significativas na resistência à fadiga em relação aos compósitos unidireccionais (não alinhados com a carga) usando laminados de múltiplas camadas distribuídas simetricamente em relação à carga se os ângulos com esta direcção forem pequenos. No caso de ângulos acima de 60º não é observada melhoria de resistência. Nos laminados de fibras cruzadas 0/90º o processo de rotura

Limite de fadiga da matriz

Fissuração da matrizRotura por corte

na interface

Rotura das fibras e da matriz

Log N

ε max

εc

εm


inicia-se na interface das fibras a 90º e propaga-se, em geral por delaminação entre camadas.

Fig. IX.21 - Modos de propagação em compósitos unidireccionais com as fibras não alinhadas com a direcção da carga. a) modo misto (0<θ<90º); b)

modo I (θ=90º).

Fig. IX.22 - Diagrama da vida de fadiga para compósitos unidireccionais com as fibras não alinhadas com a carga.

(a) (b)

θ

Dano misto na matrix e na interface

Separação das fibras transversais(θ=90º)

εc

ε c

ε m

ε c

ε max

(θ=0º)

(0º<θ<90º)

θ

Log N


A maioria dos compósitos laminados são fabricados usando múltiplas

camadas com diferentes orientações procurando obter propriedades o mais isotrópicas possível no plano da placa. Uma distribuição típica é 0/+45º/-45º/90º. Neste caso a rotura inicia-se na interface das fibras a 90º e propaga-se por delaminação nas camadas a 45º devido a sobre tensões provocadas pela rotura das camadas a 0º.

O estudo de Mandell [33] em compósitos com fibras curtas de vidro e carbono usando várias resinas termoplásticas mostra que para solicitações de tracção se desenvolve uma fenda predominante que se propaga, em modo I, com a forma de zig-zag em que a frente de fenda avança preferencialmente na matriz contornando as fibras. IX.6.3- Dano causado por fadiga

O processo de rotura por fadiga nos materiais compósitos traduz-se, à semelhança do que acontece nos metais, por uma perda progressiva de resistência até à rotura final. Apesar desta semelhança verificam-se no entanto duas diferenças: o processo físico e a resistência residual do material. Nos metais o processo de degradação (dano) do material é controlado, em geral, por uma única fenda e uma vez iniciado é bastante mais acelerado do que nos compósitos (fig. IX.23). Nestes, os processos de ruína, como vimos anteriormente são mais diversificados, podendo ocorrer dano por rotura de fibras, delaminação, fissuração da matriz, separação fibra/matriz, porosidades, etc. (Fig. IX.23). A iniciação do processo de dano é muito mais rápido nos materiais compósitos onde praticamente não há período de iniciação [4]. No entanto, a velocidade de avanço dos mecanismos de dano é muito menor nos compósitos do que nos metais (Fig. IX.23). Este facto permite-nos afirmar que os compósitos são mais tolerantes ao processo de fadiga do que os metais. Os compósitos têm a capacidade de mesmo quando ocorrem microfissuras (provocadas pela rotura de uma ou mais fibras, rotura da matriz ou descoesão) redistribuir os esforços mantendo as propriedades mecânicas quase inalteradas. Estas microfissuras podem existir sem que haja risco imediato de desenvolvimento catastrófico do processo de fadiga. Uma das formas mais imediatas de verificação da ocorrência de dano é analisar a evolução da rigidez dum


componente. Se for feita esta análise verifica-se que uma vez iniciada a fase de propagação a perda de rigidez nos metais é muito mais rápida do que nos compósitos, o que significa que nestes o processo de dano é mais lento e o período de propagação maior [4].

Fig. IX.23 - Representação esquemática da evolução do processo de dano nos metais e nos materiais compósitos.

A quantificação do dano causado por fadiga é um domínio complexo

sendo especialmente problemático o uso de parâmetros directos. Estes parâmetros são baseados na dimensão da fenda que em geral é bastante difícil de definir e de medir. Nos casos em que é possível fazer esta quantificação a Mecânica da Fractura permite fazer uma análise adequada do processo de fadiga através das curvas da/dN-∆K [36,45,54] ou em alternativa da/dN-∆∆∆∆G [35,49,54-57]. A utilização do parâmetro energético ∆∆∆∆G tem a vantagem de permitir a sua obtenção de forma indirecta a partir da variação de complience. O grande problema da utilização desta metodologia prende-se com dois aspectos já referidos: muitas das vezes não existe uma fenda dominante (pelo menos na fase inicial do processo de fadiga) e dificuldades de medição da fenda. Os métodos tradicionalmente mais usados para medição de fendas em metais (métodos ópticos e queda de potencial) não são aplicáveis em compósitos poliméricos sendo necessário recorrer a outros mais complexos e dispendiosos. As principais técnicas usadas na

Metais

Compósitos

Ciclos de Fadiga ou Tempo

Propagação

Dimensão crítica de

dano

Fractura

Inspecção

Iniciação

Imperfeições iniciais

Fractura

Dimensão do Dano

Comprimento da Fenda

Fibras Partidas Delaminação

Fissuração da MatrizSeparação Fibra/Matriz

Porosidades

Metais

Compósitos


medição de fendas em compósitos poliméricos são: os raios X [34,37], emissão acústica [37], réplicas com recurso à microscopia electrónica [38], ultra sons com especial incidência no C-Scan [34,37], imagem vídeo [39] e fibras ópticas [40].

Atendendo às dificuldades apresentadas pela utilização dos métodos descritos recorrem-se a outros mais simples baseados em parâmetros que quantificam de forma indirecta o dano de fadiga. O método mais usado na modelação do dano é a rigidez normalmente quantificada pelo módulo de elasticidade. A utilização desta técnica, é largamente referenciada na literatura [36,41-45] usando o parâmetro adimensional E/E0, em E é módulo de elasticidade do material num dado instante e E0 o módulo de elasticidade antes de iniciar o processo de fadiga. A obtenção deste parâmetro é bastante simples bastando para o efeito fazer registo periódico da curva carga-deslocamento. Este parâmetro está intrinsecamente relacionado com o dano, pois à medida que este aumenta (por rotura de fibras, fissuração da matriz, separação fibra/matriz, delaminação entre camadas, etc) dá-se obviamente a redução da rigidez do material. Na Fig. IX.24, apresentam-se resultados obtidos pelo autor da variação da rigidez durante o processo de fadiga em compósitos de polipropileno reforçado com fibra de vidro cruzada. Observa-se uma queda rápida de E/E0 nos primeiros ciclos seguindo-se uma fase estabilizada em que a redução de rigidez é muito pequena. Durante esta fase inicia-se o processo de ruína localizada ocorrendo a rotura individualizada de fibras e a microfissuração da matriz. Quando se começa a dar o aparecimento de delaminação entre camadas e da separação as fibras e a resina entra-se numa fase de aceleração do processo de rotura e dá-se uma queda brusca da rigidez.

É possível estabelecer modelos que relacionam E/E0 com o número de ciclos de fadiga. Com base nestes modelos pode fazer-se a previsão da vida de fadiga ou da resistência residual do material após um determinado número de ciclos de fadiga. Indirectamente a resistência residual também permite caracterizar o dano causado por fadiga.

Associado com a perda de rigidez durante a fadiga os compósitos apresentam um aumento da temperatura. Este aumento de temperatura, em geral, tem uma variação inversa da diminuição de rigidez [27]. Resultados obtidos pelo autor em compósitos de polipropileno reforçado com fibra de vidro cruzada mostram que na fase intermédia do processo de fadiga (fase em o processo é estacionário e que representa mais de 80% da vida de


fadiga) a relação entre o aumento de temperatura na superfície do provete e a redução do parâmetro E/E0 é praticamente linear. Esta constatação permite pensar que o aumento de temperatura seja um parâmetro de dano alternativo a E/E0 com a vantagem de ser bastante fácil de obter mesmo nas condições de serviço.

Fig. IX.24 - Variação de E/E0 durante o processo de fadiga em compósitos

de polipropileno reforçado com fibra de vidro cruzada.

É sabido que para os metais o processo de fadiga se desenvolve a partir da nucleação de microfissuras que posteriormente crescem até atingir uma dimensão crítica para a qual ocorre a rotura. A partir do momento em que existem estas fissuras a resistência à tracção (resistência residual) sofre uma redução em relação ao valor inicial da resistência do material. Esta diminuição é causada pela diminuição da área da secção resistente e principalmente pelo efeito da concentração de tensões causada pela fenda.

Nos materiais compósitos passa-se um processo semelhante de redução da resistência residual. A forma como se dá a redução de resistência depende do tipo de compósito e da carga de fadiga aplicada. A Fig. IX.25 mostra as curvas de resistência residual num compósito polimérico de fibra de vidro, publicados por Harris [46]. Neste gráfico σσσσRES representa a resistência residual, σσσσR a resistência à tracção do material e o valor indicado

N/N

Controlo de tensão

0,6

0,7

0,8

0,9

1,0

1,1

1,2

E/E

0

0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2

f

Controlo de deformação


em cada curva é o valor da tensão cíclica em percentagem de σσσσR. A análise da figura mostra que a redução de resistência ocorre obviamente mais rapidamente à medida que a tensão cíclica aumenta.

O dano causado pelo processo de fadiga pode ser caracterizado por um parâmetro de dano D (definido em função da perda de rigidez ou da variação da deformação), pela área de delaminação ou pelo comprimento da fenda. Independentemente da forma como é definido o parâmetro de dano considerado, a sua evolução durante o processo de fadiga é uma função da gama de tensão, da razão de tensão e do próprio parâmetro de dano (considerando constantes as restantes variáveis de fadiga, tais como: temperatura, frequência, etc) [32]:

Fig. IX.25 - Variação da resistência residual com o número de ciclos e a

carga cíclica num polímero reforçado com fibra de vidro.

)D,R,(fdN

dDσ∆= IX.9

Integrando a equação IX.9 entre um valor correspondente ao dano inicial, Di e o valor crítico do dano, Df obtém-se:

60%

40%

20%

10%

grp

1,0

0,8

0,6

0,4

0,2

0

0 1 2 3 4

Log N

σre

s/σR

80%


∫ σ∆= f

i

D

Df )D,R,(f

dDN IX.10

em que Nf é o número de ciclos de rotura. Desde que seja conhecida a função f(∆∆∆∆σσσσ,R,D) pode então obter-se a previsão da vida de fadiga do compósito.

O parâmetro de dano é definido de forma, a que no início do processo de fadiga tem o valor zero e na rotura toma o valor um.

Por exemplo, para compósitos laminados de fibra de carbono/epoxy Beaumont [32] utilizando para o efeito a variação de rigidez, obtém a seguinte equação de dano:

)E

E1(857,2D

0−= IX.11

em que: E é o módulo de rigidez num dado instante e E0 o valor do módulo de rigidez antes da solicitação cíclica. A equação IX.9 toma então, para este caso a forma:

)dN

dE

E

1(857,2

dN

dD

0= IX.12

Para integrar a equação (9.12) e obter a vida final é necessário conhecer o dano na rotura Df. Este valor pode obter-se da seguinte forma. Consideremos um ensaio de tracção e assumamos que não há variação de rigidez durante o ensaio. Então, a deformação de rotura εεεεR é:

0

RR E

σ=ε IX.13

em que σσσσR é a resistência à tracção. Num ensaio de fadiga ao fim de N ciclos, para uma tensão máxima

σσσσmax , a deformação é:

0

max

E

σ=ε IX.14

Usando as equações IX.13 e IX.14, da eq.IX.11 obtém-se:


)1(857,2DR

maxf σ

σ−= IX.15

Os modelos de dano baseados na Mecânica da Fractura, são mais difíceis de utilizar nos compósitos, mas permitem obter uma informação mais adequada dos parâmetros de fadiga: número de ciclos, tensão aplicada e dimensão do defeito. Por exemplo, Beaumont [32] utiliza a taxa de libertação de energia ∆G como parâmetro de controlo da propagação de fendas por delaminação em laminados carbono/epoxy, usando a expressão:

2

m

c)

G

G(

dN

dl ∆= IX.16

em que: A e m são constantes do material e Gc o valor crítico de G. ∆∆∆∆G pode ser calculado a partir da variação de Complience δC/δl:

l

C

t2

)P(G

2

δδ∆

=∆ IX.17

onde, ∆∆∆∆P é a gama da variação de carga e t a espessura. Para os compósitos testados obtém valores de Gc=158 a 400 Jm-2; m=14 e A=5x10-5.

A acumulação de dano em solicitações de amplitude variável é em muitos casos, feita usando o modelo de acumulação linear:

1N

Nn

1i fi

i =∑=

IX.18

em que Ni é o número de ciclos aplicados para um determinado nível de tensão correspondente ao bloco i e Nfi é o número de ciclos para a qual ocorreria a rotura para o nível de tensão correspondente ao mesmo bloco i.

No entanto, nalguns casos é necessário recorrer a modelos mais complexos para obter resultados satisfatórios. Por exemplo Owen [47], propõe um modelo não linear em que o dano acumulado é dado por:

∑=

−=

n

1i

2

fi

i

fi

i )N

N(C)

N

N(BD IX.19


em que B e C são constantes. A rotura ocorrerá igualmente quando D atingir o valor um. Esta equação resulta de estudos de dano por fadiga para solicitações pulsantes e alternadas, efectuados por Owen [47] em mantas de fibra de vidro/poliester . IX.6.4- Parâmetros de fadiga

Neste paragrafo far-se-á uma análise resumida dos principais factores que condicionam a resistência à fadiga dos compósitos poliméricos, a saber: o tipo de fibra, fracção volumétrica, tratamento, orientação e dimensão das fibras, tipo de resina, processo de fabrico, temperatura, humidade, frequência de carga e razão de tensão.

A resistência à fadiga é, obviamente condicionada pela composição dos seus elementos constituintes: tipo de fibra, resina, percentagem e tamanho da fibra, tratamento dado à fibra durante o processo de fabrico, etc.

O efeito do tipo de fibra na resistência à fadiga é ilustrado, a título de exemplo, Fig. IX.26, obtida à temperatura ambiente em compósitos unidireccionais com resina epoxy [48]. Da análise desta figura constata-se que as fibras mais resistentes (boro e Kevlar) permitem obter maior resistência à fadiga. Pelo contrário com a fibra de vidro produz-se o compósito menos resistente à fadiga (resistência idêntica à das ligas de alumínio da série 2000). Verifica-se ainda que o tipo de tratamento dado ao vidro (tipo E ou S) não altera significativamente a resistência à fadiga.

Uma abordagem diferente do efeito do tipo de fibra pode ser feita representando os resultados em termos de deformação máxima inicial em função da vida de fadiga. Esta abordagem foi feita por Jones ( referida por Harris[49]) e é apresentada na Fig IX.27 para um caso particular. São analisados três compósitos com a mesma resina epoxy e três fibras distintas (carbono HTS, Kevlar e vidro). Todos os materiais são laminados com fibras cruzadas 0/90º. Observa-se que o andamento das curvas deformação-vida é distinto, verificando-se que o vidro é o que tolera menos bem altos valores de deformação (elevadas relações entre a deformação máxima e a deformação de rotura à tracção) ocorrendo logo para vidas muito baixas uma diminuição acentuada da deformação máxima admissível. Ao invés o carbono tem uma tolerância bastante melhor a elevados níveis de


deformação máxima. O andamento destas curvas, varia no entanto, com a orientação das fibras nas várias camadas do laminado e com o próprio modo de preparação das fibras.

Uma análise bastante detalhada do efeito do tipo de fibra foi feita por Mandell [33] em compósitos com fibras curtas (de grafite e vidro) e resinas de polisulfona e nylon 66, obtidos por moldação injectada. No caso da matriz de polisulfona (PS) os principais resultados são apresentados esquematicamente na Fig. IX.28. As fibras de carbono proporcionam velocidades de propagação de fendas mais baixas e valores mais elevados de ∆Klf e Kc (valores do limiar de propagação à fadiga e tenacidade à fractura, respectivamente). As curvas da/dN-∆K apresentam um expoente da lei de Paris, m=7 a 8 para as duas fibras. Na representação bi-logaritmica da tensão máxima em função do número de ciclos de rotura (log σmax-log Nf) a inclinação das curvas é também semelhante e varia entre 1/7 a 1/8.

Fig. IX.26 - Comparação da resistência à fadiga de compósitos unidireccionais de resina epoxy e diferentes fibras. R=0,1 [48].

Outro parâmetro importante é o comprimento das fibras,

verificando-se em geral uma redução da resistência à fadiga à medida que

100

0102 103 106 10 5 104


Alumínio2024-T3Vidro-E/Epoxy

Vidro-S/Epoxy

Boro/Epoxy

Kevlar49/EpoxyR=0,1 200

Ten

são

Máx

ima

(P

si x

10-3

)


diminui o comprimento. Este facto é devido ao tipo de rotura preferencial nos compósitos de fibras curtas que é a rotura da matriz (como já foi referido). A fissuração da matriz ocorre, em geral para tensões inferiores à separação fibra/matriz ou à rotura das fibras que são os mecanismos de rotura mais frequentes no caso das fibras longas e contínuas.

Fig. IX.27 - Curvas da deformação inicial – vida de fadiga para compósitos

de resina epoxy e fibras cruzadas 0/90º de carbono HTS, Kevlar e vidro [49].

O comprimento da fibra é caracterizado por um parâmetro adimensional (l/d) ou seja, a relação entre o comprimento e o diâmetro da fibra. Em geral, à medida que l/d aumenta, diminui a velocidade de propagação da/dN (para um dado ∆K) e aumenta ∆∆∆∆Klf. Um exemplo da diferença entre a resistência à fadiga de compósitos unidireccionais de fibras curtas e longas é ilustrado na Fig.(IX.29) para o caso de uma resina epoxy e fibra de carbono XAS [49], representando os resultados usando no eixo vertical a tensão normalizada (tensão máxima / tensão de rotura à tracção). Verifica-se que os resultados quase se sobrepõem, o que nos leva a concluir que a redução de resistência à fadiga(as fibras contínuas apresentam uma resistência praticamente três vezes superior às fibras curtas) é causada principalmente pela redução da resistência à tracção. Verifica-se inclusive que a inclinação da curva da tensão normalizada – log Nf é menor para as

0

1

2

3

4

5

0 2 4 6 8

Log N f

Def

orm

ação

Ini

cial

Máx

ima

[%] Fibra de Carbono / Epoxy

Fibra de Vidro / Epoxy Kevlar / Epoxy


fibras curtas o que parece indicar que neste caso haverá uma melhor tolerância à fadiga. Apesar do evidente efeito do comprimento das fibras este pode não ser muito significativo quando nos mantemos no domínio das fibras curtas.

Fig. IX.28 - Análise esquemática do comportamento à fadiga de compósitos

de matriz em PS obtidos por moldação injectada.

Vidro

K c K c

∆Klf ∆Klf

m = 8

Grafite

Log Kmax

Log

da/

dN

Log Nf

1/m = 1/8

Grafite σ R

σ R

Vidro

Log

σm

ax


O modo de preparação das fibras tem também alguma influência no comportamento à fadiga, mas o seu efeito é relativamente secundário em relação a outros parâmetros.

O efeito da matriz na resistência à fadiga é relativamente pequeno. Dois aspectos contribuem para este facto; por um lado a rotura por fadiga é fortemente condicionada pela interface de ligação fibra/matriz e também por serem normalmente usadas matrizes de baixa resistência à fadiga. Um exemplo do reduzido efeito da matriz pode ser observado na Fig. IX.30, para o caso de compósitos unidireccionais de fibra de carbono e resinas epoxy (normal e de elevada tenacidade) [50].

Fig. IX.29 - Efeito do comprimento da fibra na resistência à fadiga de compósitos unidireccionais de carbono XAS/epoxy. R=0,1. Curvas tensão

normalizada – log Nf.

A resistência à fadiga dum material compósito aumenta, obviamente, com a quantidade de fibra disposta na direcção da solicitação. Esta quantidade depende da fracção volumétrica e da orientação das fibras nas camadas dos laminados. Como seria de esperar, o aumento da percentagem de fibra (fracção volumétrica) melhora a resistência à fadiga. Este aumento pode ser verificado tanto através da análise das curvas da amplitude de

0 -1 0 1 2 3 4 5 6 7 8

Log N f

σm

ax/σ

R

Fibras curtas Fibras contínuas

1,2

0,8

0,6

0,4

0,2

1


tensão (ou tensão máxima) em função do número de ciclos de rotura, como das curvas da/dN-∆K (ou da/dN-∆G).

O aumento da resistência à fadiga com a fracção volumétrica em compósitos unidireccionais foi verificado por Branco [51] para a combinação fibra de vidro/matriz fenólica e por Partridge [52] para compósitos fibra de vidro/epoxy e deve-se essencialmente ao aumento de resistência à tracção proporcionado pela maior quantidade de fibra disposta na direcção da carga. Este efeito é representado na Fig. IX.31.

Fig. IX.30 - Curvas deformação máxima inicial – log Nf para compósitos

unidireccionais de fibra de carbono com diferentes resinas epoxy [50].

Em compósitos laminados a orientação das fibras é também um factor importante. Em termos gerais, quanto maior é o número de fibras alinhadas na direcção da carga (ou no caso das fibras inclinadas menor o ângulo entre as direcções da fibra e da carga) maior será a resistência à fadiga. Este efeito é claramente demonstrado analisando a Fig. IX.32, que apresenta resultados obtidos por Rotem [53] em laminados grafite/epoxy. A figura mostra o efeito da orientação da fibra e da temperatura (que será analisada mais tarde). Conforme se pode verificar o efeito da direcção das fibras é extremamente

1,6

1,2

0,8

0,4

0 -1 0 1 2 3 4 5 6 7

Log Nf

Def

orm

ação

inic

ial m

áxim

a (%

)

FibradeCarbono/ EpoxyStandard

FibradeCarbono/ EpoxyReforçado

2,0


significativo, verificando-se uma redução de resistência para cerca de um terço para as fibras disposta a ±45º em relação às de ±15º. Dentro da gama de temperaturas estudadas o efeito deste parâmetro não se mostrou muito significativo.

O efeito da orientação das fibras faz-se notar não só na vida de fadiga em valor absoluto mas também na capacidade dos materiais tolerarem o efeito das cargas cíclicas. Esta análise pode ser feita usando as curvas de fadiga com os resultados normalizados (curvas da razão de fadiga já referidas anteriormente). Esta análise foi feita por Curtis [50] verificando que o aspecto das curvas varia com a percentagem de fibras alinhadas com a direcção da carga. Se os vários laminados tolerassem de igual modo as solicitações de fadiga o parâmetro σmax/σR normalizava os resultados, ou seja todas as curvas deveriam estar bastante próximas. Tal não se verifica, notando-se que a diminuição de resistência à fadiga em relação a σR é mais significativa nos laminados com menos fibras alinhadas com a direcção da carga, ou seja estes toleram menos bem as solicitações de fadiga.

Fig. IX.31 - Efeito da fracção volumétrica nas curvas, tensão máxima - Nf

para compósitos unidireccionais fibra de vidro/epoxy. R=0,05. f=30Hz.[52].


Ten

são

Máx

ima

(M

Pa)

Vf - 69% Vf - 47%

104 10 5 10 6 107

0

100

200

300

400

500

600

700

800


A frequência do ciclo de carga tem um efeito significativo na vida de fadiga dos materiais compósitos. Em muitos casos tem sido observada uma redução da resistência à fadiga com a diminuição da frequência. Nestes casos a utilização de resultados obtidos para frequências elevadas na caracterização do comportamento para frequências baixas pode tornar-se um método pouco seguro.

O efeito da frequência em laminados grafite/epoxy tem sido bastante estudado, tendo Saff [54] verificado um aumento da vida de três a quatro vezes quando a frequência aumenta cerca de 100 vezes (0,1 para 10 Hz). Observa, no entanto que o efeito da frequência é mais significativo abaixo de 1Hz e para laminados com fibras inclinadas (por exemplo ±45º), do que no caso dos compósitos unidireccionais ou laminados com algumas camadas orientadas na direcção da carga. Conclusões semelhantes são obtidas por Joseph [55], para compósitos de fibra de vidro, em tubos de fibra de vidro/epoxy (obtidos por enrolamento de fio a ±45º) à tracção, tendo-se observado que o efeito da frequência aumenta à medida que a frequência diminui e torna-se desprezável acima de 1Hz (Fig. IX.33).

Fig. IX.32 - Efeito da orientação das fibras e temperatura na resistência à

fadiga de laminados grafite/epoxy. R=0,1. [53].

100

200

300

400

500

600

Am

plit

ude

de T

ensã

o (

MPa

)


101 103 102 104

105 106 107

15;25ºC

30;25ºC

45;25ºC

15;74ºC

30;74ºC

45;74ºC

15;114ºC

30;114ºC

45;114ºC


O efeito da frequência pode ser explicado por: alteração de

mecanismos de rotura, efeito da temperatura e do tipo de onda. De facto, o efeito é mais significativo em situações em que a rotura é controlada pela matriz do que no caso inverso em que as fibras são dominantes no processo de ruína. A alteração de mecanismos pode estar associada à variação de temperatura. É sabido que nos compósitos a temperatura aumenta durante o processo de fadiga, sendo este incremento mais elevado consoante o crescimento da carga aplicada e da frequência. Poderia então supor-se que a redução da vida para frequências mais baixas é motivada por um processo de fragilização (e consequente fissuração) da matriz a temperaturas reduzidas. Embora seja uma possibilidade, ela é pouco consistente porque resultados experimentais obtidos a diferentes frequências mantendo a temperatura constante (os provetes são metidos numa câmara mantendo a temperatura controlada e constante) mostram que o efeito da frequência se mantém. Outra hipótese para justificar parcialmente o efeito da frequência é o tempo de permanência da carga próximo do valor máximo. Dado que este aumenta quando a frequência diminui pode ocorrer algum dano provocado por fluência.

Fig. IX.33 - Efeito da frequência sobre a vida à fadiga para tubos de fibra de

vidro/epoxy à tracção. R=0. Vf=0,6. [55].

0

1

2

3

4

5

6

0 1 2 3 4 5 6

f (HZ)

Log (Nf)

35 MPa 55 MPa

45 MPa


O efeito da frequência pode ser explicado por: alteração de

mecanismos de rotura, efeito da temperatura e do tipo de onda. De facto, o efeito é mais significativo em situações em que a rotura é controlada pela matriz do que no caso inverso em que as fibras são dominantes no processo de ruína. A alteração de mecanismos pode estar associada à variação de temperatura. É sabido que nos compósitos a temperatura aumenta durante o processo de fadiga, sendo este incremento mais elevado consoante o crescimento da carga aplicada e da frequência. Poderia então supor-se que a redução da vida para frequências mais baixas é motivada por um processo de fragilização (e consequente fissuração) da matriz a temperaturas reduzidas. Embora seja uma possibilidade, ela é pouco consistente porque resultados experimentais obtidos a diferentes frequências mantendo a temperatura constante (os provetes são metidos numa câmara mantendo a temperatura controlada e constante) mostram que o efeito da frequência se mantém. Outra hipótese para justificar parcialmente o efeito da frequência é o tempo de permanência da carga próximo do valor máximo. Dado que este aumenta quando a frequência diminui pode ocorrer algum dano provocado por fluência.

A temperatura é um dos principais factores ambientais na maioria dos materiais, sendo o seu efeito particularmente importante no caso do comportamento mecânico de polímeros. Nos compósitos poliméricos o comportamento é fortemente condicionado pela matriz, havendo uma degradação progressiva com a temperatura. A temperatura limite de utilização destes materiais é condicionada pela degradação generalizada das propriedades mecânicas e físicas, pela possível emissão de vapores tóxicos ou pela inflamação.

Embora a sensibilidade dos vários polímeros com a temperatura seja diferente, duma forma geral o aumento de temperatura está associado a uma redução da vida de fadiga dos compósitos. Um exemplo deste comportamento é apresentado na Fig. IX.34, que representa resultados obtidos por Sims [56] para compósitos de fibra de vidro/epoxy com fibras entrelaçadas a 0/90º (tracção, R=0). A análise da figura mostra que a degradação da resistência à fadiga é significativa e progressiva (sendo particularmente importante quando a temperatura se aproxima do limite de utilização do material). De notar que, se normalizarmos os resultados as curvas razão de fadiga - Nf para as várias temperaturas coincidem, o que significa que a redução da resistência à fadiga é consequência duma diminuição da resistência à tracção.


Fig. IX.34 - Efeito da temperatura nas curvas S-N de laminados 0/90º de fibra de vidro/epoxy [56].

Na Fig. IX.32 foram apresentados simultaneamente os efeitos da

temperatura e da orientação da fibra em compósitos grafite/epoxy. A análise desta figura mostra que o efeito da temperatura, apesar de não ser muito significativo (dentro da gama de temperaturas estudada) cresce à medida que o ângulo de orientação das fibras em relação à carga diminui.

Outro parâmetro ambiental é a humidade (ou a presença de água). Em geral, a influência do ensopamento prolongado por água na vida de fadiga de compósitos poliméricos é muito reduzido. No entanto, efeito simultâneo da água e da temperatura (água a ferver) é bastante mais importante, Sims [57] verificado, em laminados de fibra de vidro/epoxy, uma degradação da resistência à fadiga significativa (cerca de 22%) para níveis elevados de tensão e desprezável para níveis de tensão baixos. No caso de laminados de fibra de vidro/poliester a diminuição de resistência motivada pelo efeito da água a ferver (durante 64 horas) é bastante mais significativo e faz-se sentir em toda a gama de tensões [56].

Temperatura de ensaio [ºC] -150

-100

-50

-20 +23+60

+100

+150

Ten

são

Máx

ima

(MP

a)

100

200

300

400

500


10 -1 0 101 102 103 104 105 106


A variação da tensão média altera o comportamento à fadiga para a generalidade dos materiais e em particular nos compósitos. Os compósitos, ao contrário dos metais são particularmente sensíveis a cargas compressivas como consequência do mau comportamento dos elementos filamentares à compressão.

Fig. IX.35 - Efeito da razão de tensão na resistência à fadiga de compósitos unidireccionais carbono/epoxy. Vf=61%. [47].

Este efeito é bem ilustrado na Fig. IX.35, para compósitos

unidireccionais de carbono/epoxy [47]. Neste caso torna-se particularmente importante o valor máximo negativo do ciclo de carga. Pode verificar-se que

Propriedades estáticas à compressão

Propriedades estáticas à tracção

R = 0 R = -1 Ciclo compressivo com σmax= 0

0

200

400

600

800

1000

1200

10 -1 10 0 10 2 10 3 10 4 10 5 10 6 10 7


Ten

são

Máx

ima

(M

Pa)

10 1


a resistência é muito semelhante para os dois casos: R=-1 e tensão a variar entre zero e um valor compressivo. É também particularmente significativa a redução de resistência para solicitações com R=-1 em relação ao caso de R=0. Esta redução está associada ao mau comportamento das fibras à compressão (devido à encurvadura das fibras e consequentemente à mais fácil separação entre fibra e resina) que se traduz numa menor resistência à compressão em relação à tracção.

A modelação do efeito da tensão média é feita, em geral usando o diagrama de Goodman, em que se representa a amplitude de tensão em função da tensão média. A Fig. IX.36 representa o diagrama de Goodman obtido para um laminado 0/±30 de grafite/epoxy [58]. São traçados diagramas para várias vidas de fadiga e a título indicativo algumas rectas para vários valores de R (correspondentes aos resultados experimentais). Os pontos experimentais sobrepõem-se razoavelmente com as rectas de Goodman. Para vidas muito curtas o diagrama de Goodman aproxima-se do diagrama “master” do material (Fig. IX.37). Este diagrama é traçado esquematicamente por duas rectas a 45º que unem em ambos os eixos os valores da resistência à tracção na parte positiva do gráfico e os valores da resistência à compressão na parte negativa da tensão média.

Fig IX.36- Diagrama de Goodman para laminados 0/±30 de grafite/epoxy [58].

400

200

0

-400 -200 0 200 400 600 800

Tensão Média (MPa)

*ValoresExtrapolados

10 3

104

105

10 6

107

R=-1.6

-1-0.65 -0.43

-0.36 -0.27

-0.1 0.1

Am

plit

ude

de te

nsão

(M

Pa)

NúmerodeCiclos

600


Fig. IX.37 - Representação esquemática do diagrama “master”.

Da análise destes diagramas sobressai o facto da resistência à fadiga para tensões médias negativas ser significativamente inferior a idênticas situações com tensões médias positivas.

A concentração de tensões originada por furos, entalhes e outras imperfeições provoca uma redução significativa da resistência à tracção dos compósitos (dependente da configuração do laminado e da intensidade da concentração de tensões), podendo nalguns casos atingir os 50%. Contudo, na fadiga o dano desenvolvido nas zonas de concentração de tensões consiste em geral na fissuração ao longo das fibras dentro dum determinado laminado ou na fissuração entre laminados, não provocando normalmente dano nas fibras, proporcionando um aumento de resistência.

Na Fig. IX.38, representam-se resultados de fadiga obtidos em compósitos de fibra de carbono/epoxy, com fibras entrelaçadas e cruzadas, com e sem furo transversal [50]. Conforme se pode observar, nestes materiais o efeito de entalhe é bastante significativo para vidas curtas, mas

-400 0 200 400 600 800 1000

0

200

800

Propriedadesmecânicas à

tracção

Propriedadesmecânicas àcompressão

[

MP

a]A

mpl

itud

e de

Ten

são

Tensão Média [MPa]


para vidas longas a sensibilidade ao entalhe é bastante pequena (as curvas S-N dos provetes com e sem entalhe aproximam-se bastante).

Fig. IX.38 - Efeito do entalhe na resistência à fadiga de laminados de fibra cruzada

carbono/epoxy. [50].

Outros parâmetros podem influenciar o comportamento à fadiga dos

materiais compósitos, tais como: o tipo de máquina e de provete utilizados, o tipo de onda do ciclo de carga, o número e a sequência das camadas do laminado, o envelhecimento por raios solares, etc.

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Entrelaçadas com furo

Não entrelaçadas

650

550

450

350

250

150-1 0 1 2 3 4 5 6 7

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

0,8

Def

orm

ação

Ini

cial

(%

)

Não entrelaçadas com furo

Entrelaçada

Log Nf

Ten

são

Máx

ima

(MP

a)


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