Resposta Térmica de um Compósito PEEK+PTFE+Fibra de ... · temperatura e a HRM medidos nas...
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UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO GRANDE DO NORTE CENTRO DE TECNOLOGIA INDUSTRIAL PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA MAYARA SUÉLLY CÂNDIDO FERREIRA DE LIMA Resposta Térmica de um Compósito PEEK+PTFE+Fibra de Carbono+Grafite Natal 2012
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UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO GRANDE DO NORTE CENTRO DE TECNOLOGIA INDUSTRIAL
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA
MAYARA SUÉLLY CÂNDIDO FERREIRA DE LIMA
Resposta Térmica de um Compósito PEEK+PTFE+Fibra de Carbono+Grafite
Natal
2012
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MAYARA SUÉLLY CÂNDIDO FERREIRA DE LIMA
RESPOSTA TÉRMICA DE UM COMPÓSITO PEEK+PTFE+FIBRA DE CARBONO+GRAFITE
Dissertação apresentada à Universidade
Federal do Rio Grande do Norte como parte
dos requisitos para a obtenção do Título de
Mestre em Engenharia Mecânica
Área de Concentração: Tecnologia de
Materiais
Orientador: Prof. Dr. João Telésforo Nóbrega de Medeiros
Co-orientador: Prof. Dr. Ademir Oliveira da Silva
Natal 2012
iii
Autorizo a reprodução e divulgação total ou parcial deste trabalho, por qualquer meio convencional ou eletrônico, para fins de estudo e pesquisa, desde que citada a fonte.
Centro de Projetos de Navios – CPN
Catalogação da Publicação na Fonte. CPN / Depto. Documentação Técnica
L732r Lima, Mayara Suélly Cândido Ferreira de.
Resposta térmica de um compósito: PEEK+PTFE+Fibra de Carbono
+ Grafite / Mayara Suélly Cândido Ferreira de Lima. − Natal/RN, 2012.
115 f.: il.
Orientador: Prof. Dr. João Telésforo Nóbrega de Medeiros.
Co-Orientador: Prof. Dr. Ademir Oliveira da Silva
Dissertação (Mestrado em Engenharia Mêcanica) – Universidade
Federal do Rio Grande do Norte. Centro de Tecnologia Industrial.
1. Materiais Compósitos. 2. Tecnologia de Materiais. 3.
Engenharia Mecânica. I. Medeiros, João Telésforo Nóbrega de. II.
Silva, Ademir Oliveira da. III. Título.
CDD: 620.1
iv
UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO GRANDE DO NORTE CENTRO DE TECNOLOGIA INDUSTRIAL
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA
RESPOSTA TÉRMICA DE UM COMPÓSITO PEEK+PTFE+FIBRA DE CARBONO+GRAFITE
MAYARA SUÉLLY CÂNDIDO FERREIRA DE LIMA
Esta dissertação foi julgada adequada para a obtenção do título de
MESTRE EM ENGENHARIA MECÂNICA
sendo aprovada em sua forma final.
_________________________________ João Telésforo Nóbrega de Medeiros – Orientador
BANCA EXAMINADORA
_________________________________ João Telésforo Nóbrega de Medeiros – Presidente
________________________________________ Ademir Oliveira da Silva- DQ/UFRN
________________________________________ Roberto Silva de Sousa- IFRN- Examinador Externo
________________________________________ Luiz Cláudio- DEM/UFRN - Examinador Interno
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Dedico este trabalho aos meus pais, Marinalda Cândido da Silva Ferreira e Pedro Manoel de Oliveira por todo o amor e carinho me dado e por todo o esforço realizado para meu crescimento pessoal e educacional.
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AGRADECIMENTOS
Agradeço primeiramente a Deus por toda força, paciência, perseverança, fé e
discernimento dados a mim durante a realização deste trabalho.
À minha mãe, Marinalda Cândido da Silva Ferreira e ao meu pai, Pedro Manoel
de Oliveira, por todo o amor, carinho e esforço durante esses anos.
A Washington Batista de Lima, meu esposo, pelo amor e companheirismo.
Agradeço ao Prof. Dr. João Telésforo Nóbrega de Medeiros pela pronta
orientação neste trabalho, pela paciência e ensinamentos em laboratório e nas
disciplinas em sala de aula, além dos ensinamentos de vida que ficarão guardados
para o resto da vida.
Ao Prof. Dr. Ademir Oliveira da Silva pela co-orientação no trabalho e
realização das análises térmicas, juntamente com a bolsista Larissa Beatriz.
Á Prof. Dr. Ruthilene Catarina Lima da Silva pelas ideias fornecidas durante a
qualificação.
Aos professores da UFRN: Cleiton Rubens F. Barbosa, George Marinho e Luíz
Guilherme, pelo fornecimento de instrumentos para a realização dos ensaios.
Ao Prof. Roberto Silva do IFRN também pelo fornecimento de instrumentos
para realização de ensaios, além da sua participação na banca avaliadora.
Ao Prof. Luiz Cláudio pela participação na banca avaliadora e discussão do
trabalho.
Agradeço aos meus colegas e amigos, Jarbas Santos e Christiano Menezes
por toda a ajuda nos procedimentos experimentais, e aos demais integrantes do
Grupo de Estudos de Tribologia/GET: Aline, Jaciana, Janaína e Prof. Manoel
Fernandes, pelo apoio e ajuda direta ou indireta.
Agradeço aos meus ajudantes: Breno, Gediel, Victor, Carlos Montes, Luís, Ruy
Neto e Luíza por toda a ajuda experimental.
Agradeço aos meus inseparáveis amigos da graduação, aos mais presentes:
Fernando Nunes, Juliana Ricardo, Gelsoneide Gois, Kaio Max, Laurênia Martins e
aos mais ausentes atualmente: Clarissa Mendonça, Laís Vasconcelos e Rosanne
Filgueira, por todo o companheirismo ao longo de todos esses anos.
Agradeço a cada docente que contribuiu com um pouco do seu conhecimento
para o meu desenvolvimento como pessoa e como profissional.
vii
Aos técnicos e bolsistas dos Laboratórios de Metalografia, de Plasma, de
Engenharia de Materiais, de Metrologia, de Construção Civil, de Química e de
Geologia, além dos técnicos da Oficina Mecânica.
À CAPES, Pró-Reitoria de Pós-Graduação e ao Programa de Pós-Graduação
em Engenharia Mecânica pelo apoio financeiro.
À todos que de forma direta ou indireta me ajudaram na realização desse
trabalho.
Muito Obrigada.
viii
“Os obstáculos são colocados a nossa frente, não para tropeçarmos, mas
para aprendermos a saltar.”
Provérbio Chinês
ix
RESUMO
Compósitos baseados em matrizes poliméricas de PEEK e PTFE, reforçadas com
fibra de carbono e grafite (G_CFRP) apresentam crescente aplicação e desafios à
Engenharia nas indústrias Aeroespacial, Aeronáutica, de Petróleo, Biomédica,
Mecânica e Eletrônica. Um compósito G_CFRP foi aquecido em três níveis de
energia térmica para identificar os principais mecanismos de dano e algumas
evidências em suas transições de mecanismos. Uma bancada experimental foi
desenvolvida para sistematizar o fluxo térmico com base no Efeito Joule. Foi
construída usando-se um recipiente isotérmico, uma fonte quente interna e um
sistema de medidas em tempo real para ensaiar um corpo-de-prova (CP) de cada
vez. Uma ponta cônica-cilíndrica foi inserida em um ferro de soldar, comercialmente
disponível e identificado por três diferentes níveis de potência elétrica, 40W
(fabricante A), 40W (fabricante B), 100W e 150W, selecionados após ensaios piloto:
estes níveis de potência para a fonte quente, após uma hora de aquecimento e uma
hora de resfriamento in situ, promoveu três zonas diferentes de degradação na
superfície do compósito. A bancada foi instrumentada com doze termopares, um
wattímetro e uma câmera de vídeo. Os doze C.P. ensaiados apresentaram
diferentes mecanismos de degradação, analisados pelas técnicas de Calorimetria
Diferencial Exploratória (DSC) e Termogravimetria (TG), e pelas análises de
Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) e Energia Dispersiva de Raios-X (EDS).
Antes e após cada ensaio, foram feitos ensaios de dureza Rockwell M (HRM).
Excelentes correlações (R2=1) foram obtidas nas curvas da área evaporada após
uma hora de aquecimento e uma hora de resfriamento in situ versus (1) a respectiva
potência da fonte quente e (2) a temperatura central do C.P. entretanto, como
resultado da degradação diferencial do G_CFRP e da sua anisotropia, confirmadas
por suas propriedades térmicas variáveis, propriedades viscoelásticas e
viscoplásticas, houve comportamentos linear e não-linear entre o campo de
temperatura e a HRM medidos nas direções radial e circunferencial dos C.P.
Algumas peculiaridades morfológicas das zonas de dano são apresentadas e
discutidas, como, por exemplo, os mecanismos de dano por “crazing” e
esqueletização do G_CFRP.
Palavras-chave: Materiais Compósitos; PEEK; PTFE; Fibra de Carbono; CFRP;
Mecânica do Dano; Envelhecimento Térmico; Evaporação; Crazing; Esqueletização.
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ABSTRACT
Composites based on PEEK + PTFE + CARBON FIBER + Graphite
(G_CFRP) has increased application in the top industries, as Aerospace,
Aeronautical, Petroleum, Biomedical, Mechanical and Electronics Engineering
challenges. A commercially available G_CFRP was warmed up to three different
levels of thermal energy to identify the main damage mechanisms and some
evidences for their intrinsic transitions. An experimental test rig for systematize a heat
flux was developed in this dissertation, based on the Joule Effect. It was built using
an isothermal container, an internal heat source and a real-time measurement
system for test a sample by time. A standard conical-cylindrical tip was inserted into a
soldering iron, commercially available and identified by three different levels of
nominal electrical power, 40W (manufacturer A), 40W (manufacturer B), 100W and
150W, selected after screening tests: these power levels for the heat source, after
one hour of heating and one hour of cooling in situ, carried out three different zones
of degradation in the composite surface. The bench was instrumented with twelve
thermocouples, a wattmeter and a video camera. The twelve specimens tested
suffered different degradation mechanisms, analyzed by DSC (Differential Scanning
Calorimetry) and TG (Thermogravimetry) techniques, Scanning Electron Microscopy
(SEM) and Energy-Dispersive X-Rays (EDX) Analysis. Before and after each testing,
it was measured the hardness of the sample by HRM (Hardness Rockwell M).
Excellent correlations (R2=1) were obtained in the plots of the evaporated area after
one hour of heating and one hour of cooling in situ versus (1) the respective power of
heat source and (2) the central temperature of the sample. However, as resulting of
the differential degradation of G_CFRP and their anisotropy, confirmed by their
variable thermal properties, viscoelastic and plastic properties, there were both linear
and non-linear behaviour between the temperature field and Rockwell M hardness
measured in the radial and circumferential directions of the samples. Some
morphological features of the damaged zones are presented and discussed, as, for
example, the crazing and skeletonization mechanism of G_CFRP.
Key-words: Composite Materials; PEEK; PTFE; Carbon Fiber; CFRP; Damage
Mechanics; Thermal Aging; Evaporating; Crazing; Skeletonization.
xi
LISTA DE FIGURAS
Figura 1- Esquema do campo de temperatura na zona de contato provocado por um risco esclerométrico linear .................................................................... 1
Figura 2- Mapa esquemático do risco esclerométrico promovido por um punção rígido (a) cilíndrico com ponta chata (b) esférico (c) cônico, com
ângulo de geratriz /2. (Adaptado de LIU; KE; WANG, 2011) .................... 2
Figura 3- Parâmetros geométricos de um sólido solicitado pela carga F, tensão
de cisalhamento xy = F/A, deformação xy = x/l, módulo de
cisalhamento G = xy / xy = (F/A)/(x/l) = (Fl/ A) / (x.A) ............................ 2
Figura 4- Esboço conceitual desenvolvido neste trabalho .......................................... 5
Figura 5- Estados físicos dos polímeros, baseados em LEMAITRE E CHABOCHE (2004) .................................................................................... 7
Figura 6- Estrutura molecular do PEEK ...................................................................... 8
Figura 7- Taxa de liberação de calor específico para vários polímeros (PATEL et
al., 2010)................................................................................................... 11
Figura 8- Curvas MDSC para PEEK: (a) discretização em torno da temperatura de transição vítrea, Tg; (b) vista global (Adaptado de LAMÈTHE, 2004) ........................................................................................................ 11
Figura 9- Temperaturas de transição vítrea (oC) de blendas de PEEK, PEI e HX4000, antes do tratamento térmico, com os desvios entre parênteses, segundo Bretas e Baird (1992) ............................................. 12
Figura 10- Temperaturas de transição vítrea (oC) de blendas de PEEK, PEI e HX4000, após tratamento térmico (à temperatura Tg ou 200oC, 5
dias), com os desvios entre parênteses, segundo Bretas e Baird (1992) ....................................................................................................... 13
Figura 11- Módulos elásticos [GPa] limite de resistência [MPa] e elongação (%) à máxima carga de blendas de PEEK, PEI e HX4000, antes do
tratamento térmico, com os desvios entre parênteses, segundo Bretas e Baird (1992) ........................................................................................... 13
Figura 12- Módulos elásticos [GPa] limite de resistência [MPa] e elongação (%) à máxima carga de blendas de PEEK, PEI e HX4000, após
tratamento térmico (à temperatura Tg ou 200°C, 5 dias), com os desvios entre parênteses, segundo Bretas e Baird (1992) ....................... 14
Figura 13- Estrutura molecular do PTFE .................................................................. 15
xii
Figura 14- Formas alotrópicas do carbono: (a) grafeno, (b) grafite, (c) nanotubo de carbono, (d) fulereno (Adaptado de Neto, 2006); e (e) diamante (Adaptado de Brum, 2008) ....................................................................... 19
Figura 15- Estrutura cristalina do grafite (LQES, 2009) ............................................ 20
Figura 16- Carta 11 de Ashby: Gráfico da Expansão Térmica, [m / m.K] ,
esboçado contra a Condutividade Térmica, k [W/m.K]. O contorno
mostra k/ [W/m] , um importante parâmetro utilizado no projeto de
Engenharia que considera as distorções térmicas, conforme Ashby (2010) ....................................................................................................... 26
Figura 17- Carta 9 de Ashby: Gráfico da Condutividade Térmica, k [W/m.K],
esboçado contra a difusividade térmica, [m2/s] . O contorno mostra
o calor especifico a volume constante, .cp [J/m3K] Todas estas três propriedades variam com a Temperatura (ASHBY, 2010) ....................... 29
Figura 18- Difusividade Térmica como uma função da fração volumétrica de
fibra de carbono em compósito de matriz polimérica (epóxi), adaptado de Wróbel et al. (2009): (a) Corpos-de-prova de 4mm; (b) Corpos-de-
prova de 5mm........................................................................................... 32
Figura 19- Módulo de Young em função da temperatura de materiais poliméricos
semicristalinos .......................................................................................... 33
Figura 20- Fundação do modelo elástico com uma base rígida de profundidade
H que é comprimida por um indentador rígido e a distribuição de pressão p em toda a área de contato (JOHNSON, 1989 apud NASCIMENTO et al., 2009) ...................................................................... 33
Figura 21- (a) Contato entre uma esfera indentadora e uma superfície plana
polimérica sob ação de uma força compressiva F, (b) dimensão da área de contato (circular) e deflexão, (c) distribuição da pressão, pressão máxima (Pmáx) e média (pmédia). A relação entre as pressões é dada por Pmáx = 3/2 Pmédia (Adaptado de NASCIMENTO et al., 2009) .. 34
Figura 22- Envelopes que estabelecem o critério de tensões equivalentes de Von Mises para o conjunto de estados de tensões biaxiais seguras para polímeros amorfos, considerando os limites de escoamento (comportamento dútil) e o crazing (comportamento frágil) (Adaptado de Meyers e Chawla, 1999) ...................................................................... 37
Figura 23- Crazing em PEAD: Micrografia obtida por MEV em um C.P. de
polietileno de alta densidade (PEAD) submetido a um ensaio de fadiga a 80°C. O crazing (“craquelure”, em francês) situa-se na zona de fissura durante sua propagação lenta, de acordo com Combette e Ernoult (2006) ........................................................................................... 38
Figura 24- Imagens obtidas por Microscopia Eletrônica de Varredura com evidencias de danos associados ao comportamento frágil de PTFE
xiii
com possíveis ocorrências de crazes, segundo Lima da Silva et al. (2011) ....................................................................................................... 38
Figura 25- Compósito PEEK+PTFE+FC+Grafite ...................................................... 43
Figura 26- Esquema das indentações realizadas no C.P. ........................................ 45
Figura 27- Ferros de Soldar utilizados nos ensaios, potências nominais de 40W(A), 40W(B), 100W, 150W, respectivamente .................................... 46
Figura 28- Esquema do aparato experimental utilizado nos ensaios. (a) Aparato experimental; (b) Seção transversal do aparato experimental com detalhamento do escopo .......................................................................... 47
Figura 29- Bancada de Ensaio Térmico: (a) Aparato experimental com
posicionamento do C.P.e (b) Bancada de ensaio completa com placa de aquisição de temperatura, wattímetro e medidor de umidade ............. 48
Figura 30- Posição dos Termopares no compósito. (a) Lado superior; (b) Lado inferior; (c) esquema da posição dos termopares em relação a fonte quente ...................................................................................................... 49
Figura 31- Gráficos da potência medida em cada fonte quente durante uma hora
de ensaio .................................................................................................. 51
Figura 32- Gráficos do aquecimento e resfriamento dos C.P. ensaiados com as
fontes de 40W(A) e 40W(B)...................................................................... 52
Figura 33- Gráficos do aquecimento e resfriamento dos C.P. ensaiados com as
fontes de 100W e 150W ........................................................................... 53
Figura 34- Elevação do corpo-de-prova durante os primeiros 10 minutos de
ensaio ....................................................................................................... 55
Figura 35- Curvas de módulo de armazenamento, módulo de perda e tanδ
obtidas pela DMA do compósito PEEK+PTFE+Grafite+Fibra de Carbono .................................................................................................... 56
Figura 36- Curvas DSC e DDSC da amostra retirada do corpo-de-prova como adquirido ................................................................................................... 58
Figura 37- Curvas DSC das amostras coletadas da borda dos corpos-de-prova ensaiados ................................................................................................. 59
Figura 38- Curvas DSC das amostras coletadas da região central dos corpos-de-prova ensaiados .................................................................................. 60
Figura 39- Análise termogravimétrica do compósito como adquirido ....................... 63
Figura 40- TG/DTG das amostras coletadas da borda de todos os C.P.
ensaiados: 40W(A)/Borda (azul); 40W(B)/Borda (cinza); 100W/Borda (vermelho); 150W/Borda (verde) .............................................................. 65
xiv
Figura 41- TG/DTG das amostras coletadas à 2 mm do dano central de todos os C.P. ensaiados: 40W(A)/Centro (azul); 40W(B)/Centro (cinza); 100W/Centro (vermelho); 150W/Centro (verde) ....................................... 65
Figura 42- Média da temperatura de estabilização dos C.P. ensaiados e como
adquirido, obtidos por análise TG ............................................................. 66
Figura 43- Gráficos de dureza Rockwell M dos C.P. como adquirido e ensaiados
com fonte quente de 40W(A) e 40W(B) e suas repetições ....................... 67
Figura 44- Gráficos de dureza Rockwell M dos C.P. como adquirido e ensaiados
com fonte quente de 100W e 150W e suas repetições ............................ 68
Figura 45- Esquema representativo da variação do fluxo térmico e da medida da
dureza na direção radial dos C.P. ensaiados com os diferentes níveis de energia térmica .................................................................................... 69
Figura 46- Dureza HRM (Rockwell M) em função da temperatura, medidas no centro (círculo verde) e em uma coroa circular (círculo azul) dos C.P. ensaiados e suas repetições .................................................................... 70
Figura 47- Morfologia da indentação gerada pelo ensaio de dureza Rockwell M
no C.P. tal como adquirido: (a) área de contato; (b) ampliação da borda superior esquerda da área indentada; (c) Colapso estrutural micrométrico na borda da indentação ...................................................... 71
Figura 48- Imagens dos corpos-de-prova ensaiados e das respectivas pontas
dos ferros de soldar, obtidas por lupa (CONTINUA) ................................ 73
Figura 48- Imagens dos corpos-de-prova ensaiados e das respectivas pontas
dos ferros de soldar, obtidas por lupa (CONCLUSÃO) ............................ 74
Figura 49- Área do dano em função da Potência real medida nas fontes quentes .. 75
Figura 50- Área do dano em função da temperatura medida no centro do C.P. ...... 76
Figura 51- Relação temperatura x potência para os quatro ensaios realizados ....... 77
Figura 52- Morfologia da superfície do corpo-de-prova não ensaiado...................... 78
Figura 53- Morfologia dos danos ocorridos no corpo-de-prova após ensaio com
a fonte quente de 40W(A): (a) Toroide; (b) Ampliação do toroide; (c) Região central da cratera de desgaste ..................................................... 79
Figura 54- Microanálise EDS da cratera formada no C. P. ensaiado com a fonte de 40W(A): (a) Borda externa da cratera de desgaste; (b) Lateral interna da cratera de desgaste ................................................................. 80
Figura 55- Morfologia dos danos ocorridos no C.P. após ensaio com a fonte
quente de 40W(B): a) cratera de desgaste; b) ampliação da borda direita da cratera ....................................................................................... 81
xv
Figura 56- Microanálise EDS da cratera formada no C. P. após ensaio com a fonte quente de 40W(B): (a) Borda superior da cratera de desgaste (Região 2 da Figura 55(a)); (b) Centro da cratera de desgaste ................ 82
Figura 57- Morfologia dos danos ocorridos no corpo-de-prova após ensaio com
a fonte quente de 100W: (a) Toroides em paralelo; (b) Ampliação do toroide interno; (c) Porosidade na região interna do toroide; (d) Esqueletização na borda do toroide interno; (e) Ampliação da trinca formada no toroide interno; (f) Crazing (CONTINUA) ............................... 83
Figura 57- Morfologia dos danos ocorridos no corpo-de-prova após ensaio com a fonte quente de 100W: (g) Descolamento de Fibra (CONCLUSÃO) ..... 84
Figura 58- Microanálise EDS da cratera formada no C. P. após ensaio com a fonte quente de 100W: a) Início da microtrinca apresentada na Fig. 57(e); b) Malha de microtrincas apresentada na Fig. 57(c) ...................... 86
Figura 59- Morfologia dos danos ocorridos no C.P. após ensaio com a fonte
quente de 150 W: (a) Toroides em paralelo; (b) Esqueletização e microporosidade no interior do toroide interno; (c) Fragilização no centro da região interna do toroide; (d) Microtrincas e esqueletização no toroide interno ...................................................................................... 87
Figura 60- Aquecimento e resfriamento no centro dos C.P. ensaiados com as fontes de 40W(A), 40W(B), 100W, 150W ................................................. 88
Figura 61- Microanálise EDS da cratera formada no C. P. após ensaio com a fonte quente de 150W: a) Malha de Trincas na região central da cratera; b) Ampliação da trinca ................................................................. 90
Figura 62- Posicionamento da fonte quente na base de madeira ............................ 98
Figura 63- (a) Posicionamento do bulbo vítreo no aparato experimental; (b) Anel elastomérico ............................................................................................. 99
Figura 64- Montagem da lã de vidro e do tubo isolante de PVC ............................ 100
Figura 65- Potências medidas nas fontes quentes durante os ensaios pilotos
com as fontes de 40W(A) e 40W(B) ....................................................... 101
Figura 66- Potências medidas nas fontes quentes durante os ensaios pilotos
com as fontes de 100W e 150W ............................................................. 102
Figura 67- Potência medida na fonte quente durante ensaio piloto com a fonte
de 180W ................................................................................................. 103
Figura 68- Temperatura medida nos corpos-de-prova durante os ensaios pilotos
com as fontes de 40W(A) e 40W(B) ....................................................... 104
Figura 69- Temperatura medida nos corpos-de-prova durante os ensaios pilotos
com as fontes de 100W e 150W ............................................................. 105
xvi
Figura 70- Temperatura medida no corpo-de-prova durante ensaio piloto com a fonte de 180W ........................................................................................ 106
Figura 71- Danos ocasionados nos corpos-de-prova utilizados nos ensaios pilotos ..................................................................................................... 107
Figura 72- Potências medidas nas fontes quentes durante as repetições dos ensaios com as fontes de 40W(A) e 40W(B) .......................................... 108
Figura 73- Potências medidas nas fontes quentes durante as repetições dos ensaios com as fontes de 100W e 150W ............................................... 109
Figura 74- Temperatura medida nos corpos-de-prova durante as repetições dos ensaios com as fontes de 40W(A) e 40W(B) .......................................... 110
Figura 75- Temperatura medida nos corpos-de-prova durante as repetições dos ensaios com as fontes de 100W e 150W ............................................... 111
Figura 76- Danos ocasionados nos corpos-de-prova utilizados na repetição dos ensaios ................................................................................................... 112
Figura 77- Potência medida pelo wattímetro (real) e potência calculada nas quatro lâmpadas utilizadas ..................................................................... 113
Figura 78- Medidas de temperatura dos 10 termopares aferidos em função do tempo, juntamente com os termopares padrões nos experimentos com água solidificada e água em ebulição ............................................. 114
xvii
LISTA DE TABELAS
Tabela 1- Propriedades do PEEK, de acordo com Mark (1999) (CONTINUA) ........... 9
Tabela 1- Propriedades do PEEK, de acordo com Mark (1999) (CONCLUSÃO) ..... 10
Tabela 2- Comparação da temperatura onset de decomposição de vários polímeros
(HILADO, 1998 apud PATEL et al., 2010) ................................................ 10
Tabela 3- Massa específica de alguns polímeros PEEK........................................... 12
Tabela 4- Discretização das Blendas de PEI, PEEK e HX4000 utilizadas por Bretas
e Baird (1992) ........................................................................................... 14
Tabela 5- Propriedades do PTFE, de acordo com Mark (1999) (CONTINUA) .......... 16
Tabela 5- Propriedades do PTFE, de acordo com Mark (1999) (CONCLUSÃO) ...... 17
Tabela 6- Algumas propriedades do grafite comercial (GRAPHITE (C), 2002) ........ 20
Tabela 7- Valores experimentais versus calculados por simulação para os
coeficientes de difusividade (D), permeabilidade (P) e solubilidade (Sol.)
dos polímeros investigados, conforme Tocci et al. (2002)a ...................... 31
Tabela 8- Propriedades da resina e da fibra do compósito cuja difusividade térmica
foi investigada por Wróbel et al. (2009) .................................................... 32
Tabela 9- Algumas propriedades do compósito PEEK+PFTE + Fibra de
Carbono+Grafite, fornecidas pelo fabricante. ........................................... 43
Tabela 10- Resumo dos dados obtidos por DSC de todas as amostras analisadas:
Fusão), Temperatura de transição vítrea (Tg),
Temperatura onset (TOnset), Temperatura endset (TEndset), Pico mínimo de
fusão (PcMín), Pico máximo de fusão (PcMáx) ............................................ 60
Tabela 11- Grau de Cristalinidade da matriz de PEEK ............................................. 62
Tabela 12- Resumo dos dados obtidos por TG de todas as amostras analisadas ... 66
Tabela 13- Dados obtidos pelas equações de Hertz para a indentação realizada no
C.P. tal como adquirido. ........................................................................... 72
xviii
LISTA DE SIMBOLOS
pv Par pressão de contato/velocidade de deslizamento
Fn Força Normal
Ft Força Tangente
Fluxo de Calor
V Velocidade de deslizamento
P Pressão de contato
Fa Força tangencial de atrito
R Raio
δ Profundidade
F Carga
τ Tensão de cisalhamento
γ Deformação no cisalhamento
G Módulo de Cisalhamento
A Área do Material
l Comprimento
T Temperatura
k Coeficiente de Condutividade Térmica
λ Difusividade Térmica
Coeficiente de Expansão Térmica
μ Coeficiente de atrito
Tg Temperatura de Transição Vítrea
Tm Temperatura de Fusão Cristalina
Tc Temperatura de Cristalização
Ω Resistência Elétrica
xix
i Corrente
S Condutividade elétrica
ρ Massa específica
E’ Módulo de Armazenamento
E” Módulo de Amortecimento
Tan δ Fator de Perda
Cp Capacidade Calorífica
2a Diâmetro da área de Contato
E Módulo de Elasticidade
Coeficiente de Poisson
σ Tensão Normal
trelax. Tempo de Relaxação
te Tempo de envelhecimento
Φ Diâmetro
ΔH Calor de Fusão
Xc Cristalinidade
f Fração mássica
Testab. Temperatura de Estabilização
T(r) Temperatura em função do raio do C.P.
Pc Pico
R² Coeficiente de correlação
Pot. Potência
t Tempo
Li Comprimento Inicial
ɛ Deformação sob Tensão Normal
xx
SUMÁRIO
1. INTRODUÇÃO ........................................................................................................ 1
1.1. Objetivo Geral............................................................................................. 3
1.2. Objetivos Específicos ................................................................................. 4
1.3. Hipótese ..................................................................................................... 4
2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ................................................................................... 6
2.1. Materiais Poliméricos ................................................................................. 6
2.1.1. Poliéter-éter-cetona (PEEK) ....................................................................... 8
2.1.2. Politetrafluoretileno (PTFE) ...................................................................... 15
2.2. Fibra de Carbono (FC) ............................................................................. 18
2.3. Grafite ....................................................................................................... 19
2.4. Compósitos Poliméricos ........................................................................... 21
2.5. Análises Térmicas .................................................................................... 22
2.5.1. Análise Dinâmico-Mecânica (DMA) .......................................................... 22
2.5.2. Análise Termogravimétrica (TG) ............................................................... 23
2.5.3. Calorimetria Diferencial Exploratória (DSC) ............................................. 23
2.6. Propriedades Térmicas ............................................................................ 25
2.6.1. Coeficiente de expansão térmica (CTEs) de compósitos poliméricos ...... 25
2.6.2. Condutividade térmica de compósitos poliméricos ................................... 28
2.6.3. Difusividade térmica ................................................................................. 30
2.7. Módulo de Elasticidade em Função da Temperatura ............................... 32
2.8. Mecânica do Contato ................................................................................ 33
2.8.1. Modelo de Hertz ....................................................................................... 33
2.9. Mecanismo de Dano por Crazing ............................................................. 36
2.10. Outros Mecanismos de Danos de Materiais Poliméricos ......................... 39
2.11. Decomposição térmica ............................................................................. 40
xxi
3. MATERIAIS E MÉTODOS .................................................................................... 43
3.1. Materiais ................................................................................................... 43
3.1.1. Corpos-de-prova (C.P.) ............................................................................ 43
3.1.2. Caracterização do compósito ................................................................... 44
3.1.2.1. Análises térmicas ..................................................................................... 44
Análise Dinâmico-mecânica (DMA) ........................................................................ 44
Análise Termogravimétrica (TG) ............................................................................ 44
Calorimetria Exploratória Diferencial (DSC) ........................................................... 44
3.1.2.2. Dureza ...................................................................................................... 45
3.1.3. Fontes Quentes: Ferros de Soldar ........................................................... 45
3.2. Metodologia .............................................................................................. 46
3.2.1. Ensaio Térmico ......................................................................................... 46
3.2.2. Fixação dos termopares no corpo-de-prova ............................................. 48
4. RESULTADOS E DISCUSSÕES .......................................................................... 50
4.1. Gráficos .................................................................................................... 50
4.1.1. Medida de Potência das Fontes Quentes ................................................. 50
4.1.2. Temperatura no compósito ....................................................................... 51
4.1.3. Análises Térmicas .................................................................................... 56
4.1.3.1. Análise Dinâmico-Mecânica (DMA) .......................................................... 56
4.1.3.2. Calorimetria Diferencial Exploratória (DSC) ............................................. 58
4.1.3.3. Análise Termogravimétrica (TG/DTG) ...................................................... 63
4.1.4. Dureza ...................................................................................................... 67
4.1.5. Dano nas superfícies ................................................................................ 73
4.1.5.1. Lupa ......................................................................................................... 73
4.1.5.2. Microscópio Eletrônico de Varredura (MEV)............................................. 77
5. CONCLUSÕES ..................................................................................................... 91
SUGESTÕES DE TRABALHOS FUTUROS ............................................................ 92
xxii
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ......................................................................... 93
APÊNDICE A- Elaboração do aparato experimental............................................. 98
Fixação da fonte quente ........................................................................................ 98
Montagem e posicionamento do Bulbo Vítreo Isolante ......................................... 99
Manta de Lã de Vidro e Tubo de isolante de PVC .............................................. 100
APÊNDICE B- Dados obtidos nos ensaios Pilotos ............................................. 101
Potência medida nas fontes quentes .................................................................. 101
Temperatura medida nos Corpos-de-Prova ........................................................ 104
Corpos-de- Prova ensaiados ............................................................................... 107
APÊNDICE C- Dados obtidos nas repetições dos Ensaios Térmicos .............. 108
Potência das fontes quentes ............................................................................... 108
Temperatura medida nos Corpos-de-Prova ........................................................ 110
Corpos-de-Prova ensaiados ................................................................................ 112
APÊNDICE D- Aferição do Wattímetro ................................................................. 113
APÊNDICE E- Aferição do sistema de medição de temperatura por termopar tipo K ..................................................................................................... 114
1
1. INTRODUÇÃO
Compósitos de matriz orgânica são materiais crescentemente utilizados neste
Século XXI. Na Indústria Aeronáutica, o Boeing 7E7 os utiliza em cerca de 50% de
sua massa total, contra 20% do Airbus A380 e A350.
O avanço das tecnologias de vanguarda tem incrementado o uso de materiais
poliméricos, materiais compósitos e materiais revestidos com filmes finos, dentre os
quais, os chamados materiais graduados funcionalmente (FGM). Associam-se, a
essa evolução, crescentes desafios à Engenharia, dadas as solicitações térmicas e
mecânicas decorrentes do contato friccional entre sólidos com movimento relativo.
Os campos de temperatura na zona de contato provocados por riscos
esclerométricos oriundos do deslizamento de um punção cilíndrico, esférico ou
cônico, Figuras 1, 2 e 3, associam-se à(s):
(1) potência específica solicitante do contato, expressa pelo par de variáveis
pv, pressão de contato e velocidade de deslizamento, entre os sólidos que
compõem esse contato, a partir de esforços como esboçados na Figura 3;
(2) tensões superficiais e subsuperficiais atuantes na zona de contato de cada
um dos sólidos que compõem esse contato, deformando-o elástica, viscoelástica,
viscoplástica ou plasticamente;
(3) difusividade e condutividade térmica dos materiais que integram esse
contato.
Figura 1- Esquema do campo de temperatura na zona de contato provocado por um risco esclerométrico linear
2
Figura 2- Mapa esquemático do risco esclerométrico promovido por um punção rígido (a) cilíndrico
com ponta chata (b) esférico (c) cônico, com ângulo de geratriz /2. (Adaptado de LIU; KE; WANG, 2011)
Figura 3- Parâmetros geométricos de um sólido solicitado pela carga F, tensão de cisalhamento xy =
F/A, deformação xy = x/l, módulo de cisalhamento G = xy / xy = (F/A)/(x/l) = (Fl/ A) / (x.A)
Liu, Ke e Wang (2011), publicaram estudo de simulação numérica em que
determinaram tais variáveis relativamente ao contato termoelástico de deslizamento
de materiais FGM. Esses autores associaram a temperatura adimensional de
superfície, definida como a temperatura normalizada por T.k/., às tensões de
contato, ao coeficiente de atrito e ao número de Péclet.
O fluxo de calor, (x), relaciona-se ao coeficiente de atrito, μ, à pressão de
contato P(x) e à velocidade de deslizamento, V, através da expressão (1) e às
propriedades termomecânicas do revestimento FGM variam ao longo da direção da
sua espessura de acordo com as expressões (2a), (2b), (2c) e (2d), a seguir (LIU;
KE; WANG, 2011):
(1)
(2a)
(2b)
(2c)
Fa Fa Fa
3
(2d)
onde G, k, e são o módulo de cisalhamento, os coeficientes de condutividade
térmica, expansão térmica e difusividade térmica, respectivamente; é a espessura
do revestimento de FGM; os índices'' 1'' e''2” referem-se as superfícies dos materiais
em contato.
Segundo Shi (2001) apud Liu, Ke e Wang (2011), nos problemas de contato
deslizante de atrito, um aquecimento severo por atrito pode causar deterioração da
superfície, oxidação ou, ainda, fusão. Em seu trabalho, Liu, Ke e Wang (2011)
observaram correlações eficazes entre deformações termoelásticas, coeficiente de
atrito, gradientes de temperatura, número de Péclet e eficiência do revestimento em
materiais FGM.
Considerada a relevância desses estudos, torna-se necessária a
caracterização experimental da propagação de calor em materiais estruturais
submetidos ao contato, principalmente naqueles anisotrópicos. Este trabalho trata do
mapeamento dos danos em um compósito polimérico solicitado por uma fonte
quente externa, caracterizada por diferentes níveis energéticos.
O compósito polimérico composto de PEEK + PTFE + FIBRA DE CARBONO
+ GRAFITE foi submetido, estaticamente, por efeito Joule, à ação de diferentes
níveis de energia térmica gerados por ferros de soldar de três diferentes potências,
40W, 100W e 150W. O registro da degradação sofrida pelo material foi analisado
através de diversas técnicas, como os ensaios de análise de Calorimetria Diferencial
Exploratória (DSC), Termogravimetria (TG), Dureza Rockwell M e Microscopia
Eletrônica de Varredura (SEM) com microanálise EDS.
1.1. Objetivo Geral
Mapear a resposta ao desgaste por solicitação térmica de um compósito
PEEK + PTFE + FIBRA DE CARBONO + GRAFITE, adquirido comercialmente.
4
1.2. Objetivos Específicos
No compósito investigado, termicamente solicitado:
Monitorar o seu aquecimento por uma hora, em níveis energéticos superiores à
sua fusão, para levantamento do campo de temperatura radial e circunferencial
desenvolvido no compósito, no entorno de uma fonte quente central;
Identificar e mapear a morfologia dos principais danos;
Determinar as associações entre o campo de temperatura e a distribuição de
dureza nas direções radial e circunferencial no compósito em sua condição
adquirida e após sua submissão à fonte quente para os diferentes níveis de
energia ensaiados.
1.3. Hipótese
Na Figura 4 é representado um esboço conceitual desenvolvido neste
trabalho. Desenvolveu-se um sistema de degradação progressiva de um compósito
polimérico por uma fonte quente, localizada, utilizando um condutor metálico que
dissipa calor por efeito Joule e, em um tempo de uma hora, provoca uma zona
evaporada e, ao menos, duas zonas degradadas.
Lumbroso (1991), ao modelar a transferência de calor por condução térmica
em um fio metálico de resistência elétrica , condutividade elétrica S, condutividade
térmica k e raio Rcondutor., deduz uma lei de distribuição da temperatura T(r) em um
regime estacionário de condução de calor na coroa circular de raio r, (R1 < r < R2) ,
como esboçada na Figura 4.
5
Figura 4- Esboço conceitual desenvolvido neste trabalho
De acordo com Lumbroso,
T(r) = Text+[(Potência dissipada .i2) / 2k].ln(R2/r) (3)
ou seja, o campo de temperatura varia em torno de um condutor que dissipa uma
potência elétrica .i2 numa relação radial logarítmica.
No presente trabalho, considera-se que, em torno do condutor, haja um
material compósito polimérico reforçado com fibra de carbono, ou seja,
anisotrópico, por definição e, pois, com uma condutividade térmica variável, k, o
que deverá provocar flutuações nos valores de T(r).
Feitas estas considerações, estabeleceu-se um norte para este trabalho,
baseado na seguinte Hipótese:
“O compósito polimérico investigado, submetido a uma fonte de calor central,
pontual, que o degrada, após certo tempo, apresenta danos morfologicamente
distintos, de acordo com o nível de severidade da energia total incidente, o campo
de temperatura e os raios das coroas circulares que o envolvem.”
6
2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1. Materiais Poliméricos
Lemaitre e Chaboche (2004) afirmam que polímeros são constituídos por
moléculas em cadeias, estruturadas principalmente por ligações covalentes carbono-
carbono, cuja energia de ruptura é da ordem de 300 kJ/mol. Outros átomos, como
hidrogênio, oxigênio, nitrogênio etc., são ligados aos átomos das cadeias e,
eventualmente, aos átomos de moléculas vizinhas por ligações polares ou do tipo de
Van der Waals, cuja energia de ruptura é da ordem de 10 kJ/mol, ou seja, para se
degradar e fundir um polímero são necessários níveis de energia em torno de 300
kJ/ mol e 10 kJ/mol, respectivamente.
Os polímeros podem ter as suas moléculas distribuídas em arranjos amorfos ou
semi-cristalinos, mas em nível organizacional bem menos regular que no caso dos
cristais metálicos, segundo Lemaitre e Chaboche (2004). Esses autores afirmam que
materiais poliméricos amorfos tendem a ser transparentes, são isotrópicos e suas
moléculas se arranjam ao acaso. Os polímeros parcialmente cristalizados são
translúcidos ou opacos, suas moléculas tendem a se agrupar em longas cadeias
para formar cristalitos, cuja superestrutura forma uma malha de lamelas espaçadas,
da ordem de 1m, separadas por regiões amorfas. Tal malha organizacional
constitui zonas mais resistentes que as amorfas.
Polímeros amorfos com altas massas moleculares caracterizam-se por altas
temperaturas de transição vítrea e resistência elevada, enquanto os semi-cristalinos
caracterizam-se por altas temperaturas de fusão das fibrilas e filmes semi-cristalinos
(MARINHO, 2005).
Segundo Lemaitre e Chaboche (2004), Figura 5, um polímero pode apresentar
quatro estados diferentes, de acordo com as flutuações nos valores das massas
específicas, ρ, em função da temperatura, (T), que interferem nos volumes livres
intermoleculares, forças de ligação e, consequentemente, no módulo de Young,
E [MPa]:
Estado vítreo, zona A, módulo de Young, E 10 GPa;
Estado de transição, zona B, E 1 GPa;
7
Estado borrachoso, zona C, E 100 MPa;
Estado líquido, zona D.
Figura 5- Estados físicos dos polímeros, baseados em LEMAITRE E CHABOCHE (2004)
Materiais poliméricos que embebem algumas fibras podem apresentar
resistências específicas superiores àquelas de certos metais, sendo as mais
utilizadas as fibras de vidro, de kevlar, de boro e de carbono. Dimensões de
diâmetro típicas dessas fibras são da ordem de dezenas a centenas de m e as
resinas mais usadas são as epóxis. Os arranjos das fibras no compósito podem ser
unidirecionais, bi e tridimensionais. As interfaces fibra-matriz constituem os elos
fracos da corrente das deformações e da ruptura (LEMAITRE E CHABOCHE, 2004).
Segundo Walsh (2001), que trata de compósitos, as resinas e metais fundidos
não molham facilmente as fibras de carbono, devido a superfície da fibra ser
relativamente inerte e não polar. Os tratamentos de superfície utilizados pelos
fabricantes de fibra de carbono preenchem a superfície da fibra com grupos
químicos ativos tais como hidroxilas, carboxilas, e carbonilas (SCHIMPF, 2000 apud
WALSH, 2001). Estes formam pontes entre a fibra e a resina, e dependem do
número de ligações ao invés da força das ligações para atingir uma forte interface.
Devido à manufatura, os compósitos são fortemente anisotrópicos, porque a
rigidez e resistência das fibras são da ordem de 50 a 100 vezes superiores àquelas
das resinas. No regime elástico, a sua resposta às solicitações termomecânicas é
linear. Entretanto, fenômenos dissipativos e termicamente ativados das matrizes
poliméricas, associados à sua viscosidade e movimentos relativos das suas cadeias
8
moleculares, tendem a interferir nas relações entre os estados de tensão e as taxas
de deformação (LEMAITRE E CHABOCHE, 2004).
2.1.1. Poliéter-éter-cetona (PEEK)
Segundo Callister Jr. (2007), o PEEK é usado em aplicações aeroespaciais. Na
área biomédica, o PEEK é usado em implantes médicos, frequentemente no formato
reforçado, usando enchimentos biocompatíveis de fibra, tais como o carbono. Na
indústria, as aplicações do PEEK incluem revestimento de fios, conexões elétricas,
ventiladores, turbinas e fibras (CRAWFORD, 1998).
O polímero termoplástico Polieter-eter-cetona (PEEK) tem como unidade de
repetição o composto: oxi-1,4-fenilenoxi-1,4-fenilenocarbonil- 1,4-fenileno. Este
polímero aromático linear é semicristalino (até 35% de cristalinidade) e amplamente
reconhecido como o termoplástico de mais alto desempenho disponível na
atualidade. O seu desempenho mecânico a altas temperaturas está relacionado à
uma estrutura baseada em anéis aromáticos e sua cristalinidade contribui para a
resistência a fadiga dinâmica, de acordo com Albuquerque (2000). Os anéis
aromáticos da cadeia do PEEK proporcionam certa rigidez, o que acarreta em uma
alta temperatura de transição vítrea (Tg). É um material normalizado conforme a
norma ASTM F2026.
A presença de grupos cetona é evidenciada no PEEK e a flexibilidade e
capacidade de cristalização da cadeia são fornecidas pela ligação do par éter (-O-),
segundo Lima da Silva et al. (2011). Na Figura 6 é esboçada a estrutura molecular
do PEEK.
Figura 6- Estrutura molecular do PEEK
O PEEK é um termoplástico com propriedades mecânicas extraordinárias. À
temperatura ambiente, se comporta como um típico termoplástico de engenharia: é
tenaz, forte, rígido, apresenta excelente capacidade de carga durante longos
períodos, e apresenta também uma excepcional resistência à abrasão, além de boa
9
resistência a fadiga mecânica. O PEEK é um material impermeável e resistente a
reagentes aquosos. Este polímero fornece a redução significativa no desgaste,
níveis de ruído reduzidos e um desempenho operacional mais consistente. Esses
materiais apresentam resistência excepcional ao desgaste em amplas variações de
pressão, velocidade, temperatura e diferentes superfícies de contato. A Tabela 1
apresenta algumas propriedades do PEEK.
Tabela 1- Propriedades do PEEK, de acordo com Mark (1999) (CONTINUA)
Poliéter-éter-cetona
Propriedades Unidades Condições Valor
Cristalinidade % Típico 30-35
Máximo 48
Massa Específica g/cm3 Amorfo 1,26-1,26
Cristalino 1,40-1,40
Entropia de Fusão kJ K-1mol-1 Dados PVT 0,0758
Dados DSC 0,0951
Extensibilidade Máxima (L/L0)r % Recozido 42
Como moldado 103
ASTM D638 150
Temperatura de Transição
Vítrea
K Dados PVT 425
Revenido (DSC) 410
Recozido (DSC) 415
Dureza Escala R Rockwell 126
Calor de Fusão kJ mol -1 - 36,8
37,5
Resistência ao Impacto J m -1 Izod sem entalhe Sem quebra
Izod entalhado (D256) 84
Índice de Refração, n - - 1,671
Máxima temperatura de uso K 1h de exposição 673
Viscosidade do Fundido Pa s À 380°C e 1000 s-1 100-300
10
Tabela 1- Propriedades do PEEK, de acordo com Mark (1999) (CONCLUSÃO)
Poliéter-éter-cetona
Propriedades Unidades Condições Valor
Temperatura de Fusão K DSC 608-616
Equilíbrio 657-668
Resistência a Tração MPa À 23°C 92
À 100°C 50
À 200°C 12
À 300°C 10
Condutividade Térmica W m-1 K-1 C177 0,25
Coeficiente de Expansão
Térmica
K-1 30°C<T< 150°C à P=0 1,610 x 10-4
Fundido 6,690 x 10-4
Tensão de Escoamento MPa D638 91
O PEEK tem alta resistência à degradação térmica, com uma temperatura de uso
contínuo de 260 °C. O início da degradação térmica, resultando em perda de massa,
ocorre entre 575 e 580 °C (temperatura onset) (ZHANG, 2004; KUO et al., 2005
apud PATEL et al., 2010). A Tabela 2 compara as temperaturas de degradação
térmica de diversos polímeros, incluindo o PEEK e o PTFE.
Tabela 2- Comparação da temperatura onset de decomposição de vários polímeros (HILADO, 1998 apud PATEL et al., 2010)
Polímero Temperatura onset de decomposição (°C)
Polietileno (PE) 335 Polipropileno(PP) 328
Policloreto de Vinila (PVC) 200 Poliestireno (PS) 285
Polimetil Metacrilado (PMMA) 170 Politereftalado de Etileno (PET) 283
Policarbonato (PC) 420 Politetrafluoretileno (PTFE) 508 Poli éterétercetona (PEEK) 575
Segundo Patel et al. (2010), o polietileno (PE) é um polímero usado em
abundância que tem uma taxa de liberação de calor por grama de molécula que é
oito vezes maior que a do PEEK. Este é um dos motivos pelo qual este material é
aplicável em situações onde altas temperaturas podem ser encontradas, Figura 7.
11
1
Figura 7- Taxa de liberação de calor específico para vários polímeros (PATEL et al., 2010)
Algumas propriedades térmicas do PEEK determinadas por uma análise
calorífica diferencial modulada (MDSC), como Tg (143°C) e Tm (345°C), podem ser
apreendidas da Figura 8.
Figura 8- Curvas MDSC para PEEK: (a) discretização em torno da temperatura de transição vítrea, Tg; (b) vista global (Adaptado de LAMÈTHE, 2004)
Como um polímero semicristalino, o PEEK tem massa específica ρ variável em
função da sua cristalinidade, quanto maior a cristalinidade, maior ρ, como mostrado
na Tabela 3.
Endo
12
Tabela 3- Massa específica de alguns polímeros PEEK
PEEK Massa Específica(kg/m3) (*)
Amorfo 1.264
20% cristalino 1.291
40% cristalino 1.318
100% cristalino (Teoria) 1.400
(*) Cogswell, F. N. Thermoplastic aromatic polymer composites, 1992.
Segundo Zhang (2004) apud Patel et al. (2010) os principais produtos de
decomposição do PEEK são identificados como CO, CO2, fenóis e alguns éteres
aromáticos. Galloway, Hoffamn e Bhatt (2007) apud Patel et al. (2010) propõem que
a decomposição do PEEK ocorre através de mecanismos concorrentes os quais
são cisão de cadeia, levando à formação de combustíveis voláteis, e reticulação,
levando à formação de carvão.
Um abrangente estudo sobre propriedades mecânicas de blendas poliméricas,
tratadas e não tratadas termicamente foi realizado por Bretas e Baird (1992)
envolvendo o PEEK (Victrex 450G) e dois outros polímeros, um LCP, polímero
cristalino liquido da Dupont (HX4000) e PEI (Poli-eter-imida), Ultem 1000, da general
Electric. Os seus resultados são sintetizados nas Figuras 9, 10, 11 e 12.
Figura 9- Temperaturas de transição vítrea (oC) de blendas de PEEK, PEI e HX4000, antes do
tratamento térmico, com os desvios entre parênteses, segundo Bretas e Baird (1992)
13
Figura 10- Temperaturas de transição vítrea (oC) de blendas de PEEK, PEI e HX4000, após
tratamento térmico (à temperatura Tg ou 200oC, 5 dias), com os desvios entre parênteses, segundo
Bretas e Baird (1992)
Figura 11- Módulos elásticos [GPa] limite de resistência [MPa] e elongação (%) à máxima carga de blendas de PEEK, PEI e HX4000, antes do tratamento térmico, com os desvios entre parênteses,
segundo Bretas e Baird (1992)
14
Figura 12- Módulos elásticos [GPa] limite de resistência [MPa] e elongação (%) à máxima carga de blendas de PEEK, PEI e HX4000, após tratamento térmico (à temperatura Tg ou 200
°C, 5 dias), com
os desvios entre parênteses, segundo Bretas e Baird (1992)
Tabela 4- Discretização das Blendas de PEI, PEEK e HX4000 utilizadas por Bretas e Baird (1992)
Número da Composição
PEI/PEEK/HX4000 (%peso)
1 80/10/10 2 60/10/30 5 40/10/50
12 10/10/80 8 20/20/60 3 60/30/10 7 30/30/40 4 40/40/20
11 10/40/50 6 30/60/10
10 10/60/30 9 10/80/10
Uma visualização das Figuras 9, 10, 11 e 12, obtidas do estudo de Bretas e
Baird (1992) sobre as blendas poliméricas cujas composições acham-se expostas
na Tabela 4, permite que se perceba o quanto variam as propriedades das blendas
sob o efeito das variáveis temperatura e tempo, ou seja, como variam as
15
propriedades das blendas dos polímeros PEEK, PEI e HX4000 tratadas, versus as
propriedades das blendas não tratadas termicamente.
2.1.2. Politetrafluoretileno (PTFE)
Politetrafluoretileno (PTFE) é um polímero baseado no fluorocarbono.
Comercialmente, o material é registrado como Teflon® e Goretex®. É feito pela
polimerização de radical livre de tetrafluoroetileno e tem uma cadeia principal de
carbono, onde cada carbono tem dois átomos de flúor ligados a ele
(POLYTETRAFLUOROETHYLENE, 2011). Na Figura 13 tem-se o esboço da
estrutura molecular do PTFE.
Figura 13- Estrutura molecular do PTFE
O PTFE é hidrofóbico e biologicamente inerte. Não é biodegradável. Tem
excepcionais características de baixo atrito e, assim, excelente "deslizamento" em
relação a todos os materiais. A inércia química (estabilidade) do PTFE relaciona-se
com a força da ligação flúor-carbono e, por isso, quase nada adere a este polímero
(POLYTETRAFLUOROETHYLENE, 2011). Sua massa específica é encontrada
como sendo ρ= 2,10±0,05 Kg/m³ – mas a Tabela 5 apresenta algumas propriedades
do PTFE, entre as quais, outras faixas para ρ – diferentemente dos metais e suas
ligas, os polímeros apresentam variações mais amplas de diversas propriedades
físicas e mecânicas.
As principais vantagens do PTFE são a sua excelente resistência química e seu
baixo coeficiente de atrito. As suas aplicações incluem rolamentos especiais, para
uso em ambientes agressivos, em fitas isolantes, juntas, bombas, diafragmas e
revestimentos antiaderentes em utensílios de cozinha (CRAWFORD, 1998).
O PTFE tem baixíssima resistência ao desgaste. Sob compressão ou em
situações onde atrito ou abrasão pode ocorrer, ele delamina facilmente e produz
debris, partículas de desgaste (POLYTETRAFLUOROETHYLENE, 2011).
16
O PTFE tem aplicações na medicina, na indústria, eletrônica, na indústria têxtil,
incluindo enxertos arteriais, cateteres, suturas, uso em cirurgia reconstrutiva e
cosmética facial. Além disso, pode ser fabricado em várias formas, tais como cola,
tubos, fios e chapas (POLYTETRAFLUOROETHYLENE, 2011).
Tabela 5- Propriedades do PTFE, de acordo com Mark (1999) (CONTINUA)
Politetrafluoretileno
Propriedades Unidades Condições Valor
Grau de Cristalinidade gcm-3 ─ 762,5-(1524,5/ρ)
Massa Específica gcm-3 Estado do cristal
Completamente
amorfo, 298 K
2,0 (calculado)
Triclínico, < 292 K 2,344
Hexagonal, 298 K 2,302
Como polimerizado,
298 K
2,280-2,290
Fundido, 653 K 1,46
Entropia de Fusão kJ K-1mol-1 D4591 (método ASTM) 0,477
Extensibilidade Máxima
(L/L0)r
% (ASTM D63) Granular Pó fino
22 K ─ 2
77 K ─ 6
144 K ─ 90
200 K ─ 160
296 K 100-200 200-600
Temperatura de Transição K Tipo de Transição
─ Alfa(vítreo I) 399
Cristalino,
relaxação
desordenada do
cristal
Beta 292
Cristal desordenado Beta II 303
─ Amorfo, 2ª
ordem
243
Dureza Shore D D2240 42+0,2 (%C)
Calor de Fusão kJ Kg -1 D4591(Método ASTM) 82
Resistência ao Impacto J m -1 D256(Impacto Izod
entalhado)
216 K 107
276 K 187
350 K >320
17
Tabela 5- Propriedades do PTFE, de acordo com Mark (1999) (CONCLUSÃO)
Politetrafluoretileno
Propriedades Unidades Condições Valor
Índice de Refração, n ─ 1,376
Máxima temperatura de
uso
K Em ar 533
Temperatura de Fusão K Forma do Polímero
Irreversível Como polimerizado 608-618
Reversível Segunda (e
subsequente) fusão
600
─ Equilíbrio 586,9
Irreversível Cadeia Extendida 658
Resistência a Tração MPa Granular Pó fino
298 K 7-28 17,5-24,5
298 K ─ 270-0,29
(%C)- 99,3ρ
Condutividade Térmica W m-1 K-1 C177 (4,86 X 10-4) T + 0,253
Coeficiente de
Expansão Térmica
Linear (média)
K-1 x 10-6 298-83 K 86
298-173 K 112
298-273 K 200
296-333 K
(ASTM D696)
120
298-373 K 124
298-473 K 151
298-573 K 218
Tensão de Escoamento MPa 22 K
(ASTM D638)
131
77 K 110
144 K 79
200 K 53
296 K 10
413 K 5,5
523 K 3,4
18
2.2. Fibra de Carbono (FC)
Fibra de carbono é outro material de alto desempenho. Por se constituir em
excelente reforço, é usado em compósitos avançados de matriz polimérica. As
razões para isso são (CALLISTER JR., 2007):
Fibras de carbono têm os maiores módulos e resistência específicos dentre
todos os materiais de fibra de reforço, inclusive às temperaturas mais
elevadas;
Possuem boa resistência à oxidação em altas temperaturas;
À temperatura ambiente, fibras de carbono não são afetadas pela umidade ou
por uma grande variedade de solventes, ácidos e bases;
Estas fibras apresentam uma diversidade de características físicas e
mecânicas, permitindo compósitos que as incorporem funcionalmente,
assegurando-lhes propriedades específicas de Engenharia.
De acordo com Callister Jr. (2007), as fibras de carbono não são totalmente
cristalinas, mas são compostas por grafite e regiões não cristalinas; estas áreas de
não cristalinidade são desprovidas do arranjo tridimensional ordenado das redes de
carbono hexagonal, que é característica do grafite.
As fibras de carbono aumentam a resistência à compressão e a resistência à
fluência da matriz polimérica. (DHIEB; BUIJNSTERS; CELIS, 2011). Os compósitos
de fibra de carbono têm propriedades de fadiga superiores a todos os metais
conhecidos (WALSH, 2001).
Segundo Zhang e Schlarb (2009), um trabalho pioneiro foi realizado por Voss e
Friedrich (1987) sobre fibras curtas de vidro e carbono reforçando compósitos de
PEEK. As fibras foram incorporadas à matriz para aumentar a sua resistência à
fluência e resistência à compressão. Seus resultados indicaram que a fibra curta de
carbono (SCF) melhora a resistência ao desgaste de PEEK mais eficientemente do
que a fibra de vidro (ZHANG; SCHLARB, 2009).
Quando otimizados, os compósitos de carbono têm reduzido os custos totais do
sistema através de uma manutenção reduzida, maior velocidade de processamento
e maior confiabilidade (WALSH, 2001).
19
2.3. Grafite
O carbono tem formas alotrópicas cristalinas, naturais ou não: grafite, diamante,
fulereno, grafeno, Figura 14. Cada uma tem sua própria estrutura cristalina e
propriedades distintas. O grafite é geralmente acinzentado-negro, opaco e tem um
brilho lustroso preto, é flexível, mas não elástico, tem uma elevada condutividade
térmica e elétrica, é altamente refratário e quimicamente inerte.
Figura 14- Formas alotrópicas do carbono: (a) grafeno, (b) grafite, (c) nanotubo de carbono, (d) fulereno (Adaptado de Neto, 2006); e (e) diamante (Adaptado de Brum, 2008)
A combinação de propriedades incomuns do grafite é devido à sua estrutura
cristalina, Figura 15. Os átomos de carbono são dispostos de forma hexagonal em
um sistema de anel condensado planar. As camadas são empilhadas paralelas
umas às outras. Os átomos pertencentes aos anéis estão ligados covalentemente,
enquanto que as camadas são fracamente ligadas entre si por forças de Van der
Waals. O elevado grau de anisotropia do grafite resulta de dois tipos de ligações
agindo em diferentes direções cristalográficas. Por exemplo, a capacidade do grafite
de formar uma película lubrificante sólida vem a partir destas duas ligações químicas
contrastantes. O fato de fracas forças de Van der Waals governarem a ligação entre
as camadas individuais permite que as camadas deslizem umas sobre as outras se
tornando um lubrificante ideal (GRAPHITE (C), 2002).
(a)
(e) (d) (c)
(b)
20
Figura 15- Estrutura cristalina do grafite (LQES, 2009)
O grafite sintético pode ser produzido a partir de coque e piche. Ele tende a ser
de maior pureza, embora não tão cristalino como grafite natural. Existem
essencialmente dois tipos de grafite sintético. O primeiro é eletrografite, que é
carbono puro produzido a partir de coque calcinado de petróleo e de alcatrão de
carvão em um forno elétrico.
O segundo tipo de grafite sintético é produzido pelo aquecimento do piche de
petróleo calcinado a 2800 °C. Todo o grafite sintético tende a ser de uma menor
densidade, porosidade mais elevada e uma maior resistência elétrica. A sua
porosidade aumentada torna inadequados para aplicações refratárias. Grafite
sintético consiste principalmente de carbono grafítico que tenha sido obtido por
grafitização, tratamento térmico de carbono não-grafítico, ou por deposição química
de vapor a partir de hidrocarbonetos a temperaturas superiores a 2100K. A Tabela 6
mostra algumas propriedades do grafite (GRAPHITE (C), 2002).
Tabela 6- Algumas propriedades do grafite comercial (GRAPHITE (C), 2002)
Propriedade Grafite Comercial
Massa Específica (Ton/m³) 1,38-2,26
Teor de energia (MJ/Kg) 103-200
Módulo de Elasticidade (GPa) 3-30,8
Resistência Compressiva (MPa) 13,4-816,6
Dureza (MPa) 40-2410
Módulo de Ruptura (MPa) 5,2-116
Módulo de Cisalhamento (GPa) 1-12,3
Resistência à Tração (MPa) 1,4-110
Calor Latente de Fusão (kJ/kg) 1310-2480
Ponto de Fusão (K) 3490-4100
Coeficiente de Expansão Térmica (x10-6 K) 0,3-8,63
Condutividade Térmica (W/m.K) 1,82-388
Calor específico (J/Kg.K) 450-1423
21
2.4. Compósitos Poliméricos
Embora não haja uma definição universalmente aceita, de maneira geral, pode-
se considerar um compósito como sendo um material multifásico que exibe uma
proporção significativa das propriedades de ambas as fases que o constituem, de tal
modo que é obtida uma melhor combinação de propriedades, sendo que as fases
constituintes devem estar separadas por uma interface distinta e de escala
microscópica (SILVA, 2010). Walsh (2001), no volume 21 do ASM Handbook, define
compósitos como materiais que contêm uma componente de matriz contínua que
une e dá forma a um componente de reforço mais forte e mais rígido.
A matriz muitas vezes determina a temperatura máxima de serviço, uma vez que
normalmente amolece, se funde, ou degrada a uma temperatura muito inferior ao
reforço de fibra (CALLISTER JR., 2007).
Compósitos são usados não apenas por suas propriedades estruturais, mas
também para aplicações elétricas, térmicas, tribológicas e ambientais. Materiais
compósitos modernos são geralmente otimizados para atingir um determinado
equilíbrio de propriedades para uma determinada faixa de aplicações (WALSH,
2001).
Polímeros formam uma classe especial de materiais, devido à sua auto-
lubricidade, o que lhes permite funcionar sem lubrificação líquida convencional. No
entanto, os polímeros também têm algumas limitações tribológicas inerentes, tais
como baixa condutividade térmica, dissipação, e difusividade, em comparação com
os metais. O calor de atrito gerado nos contatos deslizantes não pode ser dissipado
corretamente, e, consequentemente, as temperaturas flash em contatos deslizantes
mantêm-se elevadas. Estas limitações restringem a utilidade dos polímeros sob
condições operacionais severas, tais como altas cargas, velocidades, e
temperaturas. Portanto, reforços (fibras ou partículas) são geralmente utilizados para
aumentar a capacidade de carga, a força, resistência à fluência, e ao desgaste
desses materiais. Limitações da força e da condutividade térmica podem ser
superadas eficientemente pela seleção correta de reforços e enchimentos na
quantidade apropriada, combinação, e tecnologia de processamento. As fibras são
muito mais resistentes ao desgaste do que a matriz e, consequentemente, controlam
o desgaste do compósito (BIJWE, 2002).
22
Comparado com um polímero de única fase, o compósito polimérico apresenta
uma relação tribologia-estrutura mais complicada. Geralmente, os papéis das cargas
podem ser resumidos em três aspectos: efeito lubrificante, melhoria das
propriedades mecânicas, por exemplo, resistência à compressão e rigidez, e
promoção da formação de uma película de transferência homogênea (ZHANG e
SCHLARB, 2009).
A capacidade de resistência mecânica do material está intimamente ligada ao
reforço utilizado para fabricação do compósito, proporcionado pelo elevado
desempenho que as fibras apresentam, bem como pela orientação que é dada ao
mesmo na construção do material (CHAWLA, 1998 apud LEITÃO et al., 2006).
O desempenho dos polímeros reforçados com fibras (FRP) depende do tipo de
fibra e da matriz, da fração volumétrica, distribuição, da razão de aspecto, do
alinhamento e aderência à matriz. Quanto maior a razão de aspecto (l/r, onde l e r
são o comprimento e o raio da fibra, respectivamente), maior é a carga de contato
transferido da matriz para a fibra e maior é a resistência ao desgaste (BIJWE, 2002).
2.5. Análises Térmicas
Segundo Silva (2012) análises térmicas constituem um conjunto de técnicas
através das quais são determinadas as propriedades físicas e/ou químicas das
substâncias e misturas em função da temperatura ou tempo, enquanto a amostra
está sujeita a um programa de temperatura controlada.
Análises térmicas usadas para polímeros, segundo o volume 21 do ASM
Handbook, incluem controle de cura de resinas termofixas, medindo o grau de cura
do produto final, estudam a cristalinidade em termoplásticos, a compatibilidade dos
sistemas multifásicos (PRIME, 1997 e MORGAN, 1997 apud DALLAS, 2001), e
identificam as transições impostas ao polímero devido ao processamento defeituoso
ou envelhecimento (PRIME, 1997 apud DALLAS, 2001).
2.5.1. Análise Dinâmico-Mecânica (DMA)
Através da DMA, medem-se a rigidez (módulo) e amortecimento de um
material em função da temperatura, tempo e frequência em atmosfera controlada
23
(DALLAS, 2001). Ela é usada para sondar a estrutura do material pela medida de
propriedades mecânicas, reológicas e viscoelásticas, tais como E', E" e tan δ, entre
outras. Vários sistemas de fixação permitem a operação em uma variedade de
modos de medição (cantilever simples e dupla, flexão de três pontos, cisalhamento,
compressão e tensão) em uma variedade de corpos-de-prova (DALLAS, 2001).
2.5.2. Análise Termogravimétrica (TG)
Termogravimetria é a técnica na qual a mudança da massa de uma
substância é medida em função da temperatura enquanto esta é submetida a uma
programação controlada (RODRIGUES; MARCHETTO, 2002 apud SOUZA, 2011).
Esta técnica possibilita conhecer as alterações que o aquecimento pode provocar na
massa das substancias, permitindo estabelecer a faixa de temperatura em que elas
adquirem composição química, fixa, definida e constante, a temperatura em que
começam a se decompor, acompanhar o andamento de reações de desidratação,
oxidação, combustão, decomposição etc. (CANEVAROLO JR., 2004).
As curvas geradas fornecem informações quanto à estabilidade térmica da
amostra, à composição e à estabilidade dos compostos intermediários e do produto
final. Obviamente que, durante os processos térmicos, a amostra deve liberar um
produto volátil devido a processos físicos ou químicos, tais como desidratação,
vaporização, dessorção, oxidação, redução etc ou deve interagir com o gás da
atmosfera atuante no interior do forno, resultando em processos que envolvem
ganho de massa, tais como: absorção, oxidação de ligas ou metais e óleos etc.
(CANEVAROLO JR., 2004).
2.5.3. Calorimetria Diferencial Exploratória (DSC)
Na curva DSC, a energia diferencial medida corresponde ao conteúdo de
calor (entalpia) ou ao calor específico da amostra. A curva DSC é mais
frequentemente utilizada para caracterizar a temperatura de transição vítrea (Tg),
temperatura de fusão cristalina (Tm), temperatura de cristalização (Tc), e calor de
fusão de polímeros. A técnica também pode ser usada para o estudo da cinética de
reações químicas, oxidação, por exemplo, e decomposição. A medida do calor de
24
fusão pode ser convertida em uma cristalinidade (%) desde, é claro, que o calor de
fusão para o polímero 100% cristalino seja conhecido (CHEREMISINOFF, 1996).
Propriedades térmicas do PEEK, Figura 8, determinadas por uma análise
calorífica diferencial modulada, MDSC, são a Tg (143°C) e Tm (345°C). A transição
vítrea está associada às regiões amorfas do polímero. O fenômeno pode ser
interpretado em termos de viabilidade de movimento molecular. Abaixo da Tg a
energia térmica é apenas suficiente para permitir a vibração dos átomos, o que
produz rigidez no material. Acima da Tg, observam-se propriedades elastoméricas,
pois as cadeias podem contrair, expandir e até fluir, umas com relação às outras
muito mais facilmente quando submetidas a tração (MARINHO, 2005).
A análise calorimétrica por DSC corresponde a uma medida quantitativa e é
utilizada para a determinação das transições térmicas, processos físicos e químicos
que ocorrem nos polímeros durante o aquecimento (LIMA DA SILVA, 2010).
Calorimetria exploratória diferencial mede também o fluxo de calor associado
com as transições da amostra em função da temperatura (ou tempo) sob condições
atmosféricas controladas (DALLAS, 2001).
Os eventos térmicos que geram modificações em curvas DTA e DSC podem
ser, basicamente, transições de primeira e de segunda ordem. As transições de
primeira ordem apresentam variação de entalpia- endotérmica ou exotérmica- e dão
origem à formação de picos (CANEVAROLO JR., 2004). As transições de segunda
ordem caracterizam-se pela variação de capacidade calorífica, porém sem variações
de entalpia. Assim, estas transições não geram picos nas curvas DTA e DSC,
apresentando-se como um deslocamento da linha base em forma de S. Um exemplo
característico é a transição vítrea (CANEVAROLO JR., 2004).
Essas transições não geram picos nas curvas DTA e DSC, apresentando-se
como um deslocamento da linha base em forma de S. Um exemplo característico é a
transição vítrea (CANEVAROLO JR., 2004).
A fusão de polímeros geralmente se dá em uma faixa de temperatura em
torno de 10ºC, porque primeiro se liquefaz a região amorfa, seguida da fusão dos
cristalitos menos ordenados até a fusão total do sólido (MARINHO, 2005).
Canevarolo Jr. (2004) diz que a fusão de um polímero ocorre em uma faixa de
temperatura devido a distribuição de tamanho das regiões cristalinas nas
macromoléculas. A temperatura na qual desaparece totalmente a cristalinidade é
25
referida como ponto de fusão do polímero e corresponde, aproximadamente, ao
máximo do pico de fusão na curva DSC (CANEVAROLO JR., 2004).
Segundo Marinho (2005), os fatores responsáveis pela diferença no ponto de
fusão entre polímeros é a massa molecular, as forças intermoleculares, e a
mobilidade molecular, pois a rigidez de uma cadeia polimérica está relacionada
diretamente com seu ponto de fusão.
O processo de cristalização afeta a densidade e a cristalinidade do polímero
e, consequentemente, suas propriedades mecânicas, térmicas e ópticas. O efeito da
cristalinidade sobre o comportamento mecânico de um polímero ocorre devido aos
cristalitos que atuam como pontos de reforço e restringem os domínios das regiões
amorfas entre os cristalitos (CANEVAROLO JR., 2004).
O grau de cristalinidade de um polímero depende da taxa de resfriamento
durante a solidificação bem como da configuração da cadeia. Durante a cristalização
no resfriamento através da temperatura de fusão, as cadeias, que são altamente
aleatórias e emaranhadas no líquido viscoso, devem assumir uma configuração
ordenada. Para que isto ocorra, torna-se necessário um tempo para a locomoção e
alinhamento das cadeias (CALLISTER JR., 2007).
Segundo Crawford (1998) a cristalinidade de um polímero também depende da
estrutura da cadeia molecular, ou seja, se uma cadeia tem um elevado grau de
ramificação, então torna-se difícil formar moléculas ordenadas. Além disso, se os
grupos laterais são grandes, não é fácil para um polímero com uma estrutura atática
formar regiões ordenadas. Por outro lado, estruturas isotáticas e sindiotáticas têm
simetria suficiente para serem capazes de cristalização (CRAWFORD, 1998).
2.6. Propriedades Térmicas
2.6.1. Coeficiente de expansão térmica (CTEs) de
compósitos poliméricos
O CTE de um compósito polimérico é uma função do CTE intrínseco do
enchimento, porcentagem de carga, tamanho, forma, dispersão e distribuição do
enchimento.
26
Os métodos para reduzir o CTE de um compósito polimérico incluem o
aumento da porcentagem de carga, melhorando a adesão interfacial entre
enchimento e matriz e o uso de enchimentos híbridos (HUANG; JIANG; TANAKA,
2011).
Polímeros têm geralmente expansão térmica elevada, mas a maioria das
cargas inorgânicas mostra baixa expansão térmica. Portanto, a incorporação dos
referidos enchimentos inorgânicos em polímeros não só aumenta a condutividade
térmica, mas também reduz o CTE (HUANG; JIANG; TANAKA, 2011).
A Figura 16, extraída de Ashby – e disponibilizada na rede internet - esboça
as propriedades de coeficiente de expansão térmica versus a condutividade térmica.
Nesta carta se constata (1) a forte expansão térmica dos polímeros, associada às
ligações de Van der Waals, cerca de cem vezes à das cerâmicas e dez vezes a dos
metais e (2) a baixa expansão térmica dos compósitos poliméricos reforçados com
fibras de carbono pois, graças a estas últimas, expandem-se muito pouco.
Figura 16- Carta 11 de Ashby: Gráfico da Expansão Térmica, [m / m.K] , esboçado contra a
Condutividade Térmica, k [W/m.K]. O contorno mostra k/ [W/m] , um importante parâmetro utilizado no projeto de Engenharia que considera as distorções térmicas, conforme Ashby (2010)
k
27
A grande diferença no CTEs de materiais em contato irá resultar em tensões
mecânicas internas devido à incompatibilidade de expansão térmica e sérios
problemas ocorrerão na confiabilidade do dispositivo CTE (HUANG; JIANG;
TANAKA, 2011).
CTEs a temperatura ambiente na direção axial são ligeiramente negativos
para as fibras de carbono de baixo módulo, e crescem cada vez mais negativo para
as fibras de maior módulo. À temperaturas acima de 700 ° C (1290 ° F), o CTE axial
de todas as fibras torna-se positivo. Projetistas de compósitos são capazes de unir
as fibras de alto módulo e CTE negativo com os materiais de matriz apropriados
para fazer compósitos com um CTE igual a zero ao longo de faixas de temperatura
limitadas (WALSH, 2001).
Deformações são também produzidas por mudanças de temperatura e de
absorção de umidade, portanto por alterações ambientais. A mudança de
temperatura em um corpo livre produz deformações térmicas. Um dos parâmetros
físicos relevantes para quantificar estes fenômenos são os coeficientes de expansão
térmica (CTE) (WALSH, 2001).
As fibras têm CTEs significativamente menores do que as matrizes
poliméricas. As fibras de carbono e de grafite possuem expansão térmica
anisotrópicas. Os CTEs na direção da fibra geralmente são extremamente
pequenos, positiva ou negativamente, da ordem de 0,9×10-6 /K. Por outro lado,
CTEs transversais serão muito maior porque as fibras movem-se com a expansão
da matriz e, portanto, fornecem menos restrição para a expansão da matriz
(WALSH, 2001).
A principal importância da expansão térmica para engenharia está nas
tensões produzidas quando ocorrem alterações de temperatura sob condições de
restrição e a expansão livre é impedida (WALSH, 2001).
Os CTEs de um compósito são definidos pelas deformações médias
produzidas pela mudança de temperatura. Neste caso, no entanto, a expansão
térmica livre não pode ter lugar na microescala, porque a diferença de CTEs dos
constituintes irá produzir microtensões em função da variação de temperatura.
Assim, a falha de um material compósito pode ser causada por alterações na
temperatura (WALSH, 2001).
28
2.6.2. Condutividade térmica de compósitos poliméricos
Segundo Canevarolo Jr. (2004), a condutividade térmica de um material é
definida como a taxa em que o calor é trocado através de uma área unitária do
material, quando sujeito a um gradiente de temperatura unitário. Matematicamente,
ela pode ser expressa pela expressão:
(4)
onde: Q= quantidade de calor trocado no tempo t através de uma área A do material,
sendo esta área medida perpendicularmente à direção em que se dá a troca de
calor,
= gradiente de temperatura, isto é, variação de temperatura com a distância,
na direção do fluxo de calor (CANEVAROLO JR., 2004).
A condutividade térmica efetiva de um compósito de matriz polimérica é uma
função da condutividade térmica dos constituintes, do nível de carga da partícula, da
forma e tamanho das partículas, da dispersão de partículas, e da resistência térmica
interfacial (HUANG; JIANG; TANAKA, 2011). Esta é a propriedade que estabelece
os níveis de temperatura de trabalho de um material, sendo um parâmetro
importante em problemas envolvendo transferência de calor em regime estacionário
(CANEVAROLO JR., 2004).
Segundo Ashby (2010), a condutividade e a difusividade térmica de um
material são, respectivamente, as propriedades que regem os fluxos de calor em
regime permanente e transiente. A Figura 17, extraída do Ashby (2010), mapeia
essas propriedades para os grupos de materiais estruturais utilizados nas
Engenharias.
29
Figura 17- Carta 9 de Ashby: Gráfico da Condutividade Térmica, k [W/m.K], esboçado contra a
difusividade térmica, [m2/s] . O contorno mostra o calor especifico a volume constante, .cp [J/m
3K]
Todas estas três propriedades variam com a Temperatura (ASHBY, 2010)
Os modelos teóricos de condutividade térmica mostram o seguinte: (i) quando
as cargas têm uma maior condutividade térmica em relação à matriz de polímero, a
condutividade térmica efetiva dos compósitos aumenta com a porcentagem de
carga, (ii) a um dado carregamento, a condutividade térmica efetiva dos compósitos
aumenta com o aumento da condutividade térmica da carga, mas apenas
marginalmente quando a razão entre a condutividade térmica do enchimento e a
condutividade térmica do polímero é maior que 100 (HUANG; JIANG; TANAKA,
2011).
Condução térmica em sólidos dielétricos tanto vítreo como cristalino ocorre
através de vibrações elásticas da malha. A incorporação de cargas com alta
condutividade térmica pode melhorar o transporte de calor porque o calor pode ser
transferido rapidamente ao longo de cargas de alta condutividade térmica. Por outro
30
lado, a incorporação de cargas vai apresentar resistência térmica (HUANG; JIANG;
TANAKA, 2011).
Compósitos com alta condutividade térmica só podem ser alcançados através
da formação de caminhos de condutibilidade térmica na matriz. Qualquer
abordagem para maximizar caminhos de condutibilidade térmica e minimizar a
resistência térmica dentro dos caminhos condutores irão melhorar a condutividade
térmica do compósito (HUANG; JIANG; TANAKA, 2011).
Segundo Canevarolo Jr. (2004), a condutividade térmica é também desejável,
se não crítica, para evitar falhas devido ao choque térmico.
A condutividade térmica de um material plástico sólido depende da
cristalinidade do material e, portanto, da história térmica prévia. Essa propriedade é
também afetada pela anisotropia do corpo-de-prova, e quando existe anisotropia é
recomendado que se faça medidas adicionais apropriadas (OGORKIEWICZ, 1974
apud CANEVAROLO JR., 2004).
De acordo com o regime de troca de calor utilizado, os métodos de
determinação da condutividade térmica existentes podem ser classificados como
métodos estacionários e não estacionários (CANEVAROLO JR., 2004).
Dentre os métodos não estacionários, os métodos de fluxo de calor periódicos
são aqueles nos quais as condições nas extremidades de uma barra ou de uma
placa variam dentro de um período conhecido. Quando o estado estacionário é
atingido, as temperaturas em certos pontos pré-estabelecidos são registradas, e a
difusividade térmica é calculada a partir dessas temperaturas. A condutividade
térmica pode então ser calculada, desde que se conheça o calor específico e a
densidade do material (CANEVAROLO JR., 2004).
2.6.3. Difusividade térmica
De acordo com Canevarolo Jr. (2004), a difusividade térmica é uma medida
da rapidez com a qual o calor se propaga através de um material. Esta propriedade
tem considerável interesse em aplicações onde materiais são expostos a altas
temperaturas por um intervalo de tempo tão curto que o equilíbrio térmico sequer é
atingido (choque térmico).
31
A difusividade térmica é importante em problemas envolvendo estados não
estacionários, o que ocorre durante o aquecimento e resfriamento de um polímero
(CANEVAROLO JR., 2004).
Interessados no estudo de membranas para eletrodiálise, Tocci et al. (2002)
investigaram, por simulação MD (dinâmica molecular) e, em alguns casos, por
experimentação, a difusão de diversos gases (H2, O2, N2, CH4, CO2,) em matrizes
poliméricas do PEEK, consideradas densas, funcionalizadas com diferentes grupos
laterais, como o PEEK-WC (Poly(oxap-phenylene-3,3-phtalido-p-phenylenxoxa-p-
phenylenexoxi-p-phenylene). Os estudos de simulação consideraram PEEK-WC
nitretados e sulfonados, incluindo os ainda não sintetizados, como aqueles com
100% de substituição, numa estratégia de desenvolvimento de novas membranas
poliméricas. A Tabela 7 apresenta seus principais resultados. Vê-se que há
discrepâncias entre os resultados computacionais e os obtidos por experimentos
para os coeficientes de difusividade, permeabilidade e solubilidade do PEEK-WC
nitretados e sulfonados.
Tabela 7- Valores experimentais versus calculados por simulação para os coeficientes de difusividade (D), permeabilidade (P) e solubilidade (Sol.) dos polímeros investigados, conforme Tocci et al. (2002)
a
10-7
m2/s = 10
-3 cm
2/s
Gás PEEK-WC PEEK-WC NO2 30%
Calculado Experimental P (barrer)b D (cm²/s)x10
-8 Sol.
(atm-1
)
O2 0,44 0,55 0,56 0,3 1,3
CO2 3,37 3 8,0 8,5 0,72
N2 0,04 0,2 0,055 0,06 0,7
CH4 0,022 0,08 0,02 3,1 x 10-3 5,1
Gás PEEK-WC NO2 100% PEEK-WC SO3H 100%
P (barrer)b D (cm²/s)x10
-8 Sol.
(atm-1
)
P (barrer)b D (cm²/s)x10
-8 Sol.
(atm-1
)
O2 4,93 1,2 3,25 2,15 0,42 3,9
CO2 90,5 15,8 1,7 53,3 8,09 1,8
N2 0,65 0,3 1,8 0,28 0,08 2,5
CH4 0,4 230 13 0,14 6,1x10-3 17,3
a Valores calculados obtidos pelo método Gusev-Suter.
b barrer: (cm³ (STP) cm/cm²s cmHg) x 10
-10 .
32
Wróbel et al. (2009) investigaram a difusividade térmica da matriz polimérica
de resina epoxi reforçada com fibra de carbono, Tabela 8. Constataram que, quanto
maior o teor de fibra de carbono no compósito, maiores os valores da difusividade
térmica, como exposto na Figura 18 (cerca de 1,62 a 2,15 . 10-7 m2/s).
Tabela 8- Propriedades da resina e da fibra do compósito cuja difusividade térmica foi investigada por Wróbel et al. (2009)
Parâmetro Fibra de Carbono Sigratex, SGL,
Alemanha
Resina Epoxi Epidian 53, Organika-
Sarzyna, Polônia
Massa Específica [g/cm3] 1,70 1,13
Coeficiente de Condutividade Térmica [W/m.K]
15,00 0,22
Figura 18- Difusividade Térmica como uma função da fração volumétrica de fibra de carbono em compósito de matriz polimérica (epóxi), adaptado de Wróbel et al. (2009): (a) Corpos-de-prova de
4mm; (b) Corpos-de-prova de 5mm
2.7. Módulo de Elasticidade em Função da Temperatura
A Figura 19 apresenta a evolução do módulo de elasticidade de uma matriz
polimérica, de acordo com G'Sell (1988), desde a temperatura ambiente até atingir o
estado líquido, à temperatura Tm, após passar pela transição vítrea, à temperatura
Tg. Constata-se que, entre as temperaturas Tg e Tm, as fases amorfas e cristalinas
de um polímero apresentam variações no módulo de elasticidade entre uma e
três ordens de grandeza – sendo a faixa mais crítica após cerca de 50% da Tg.
Durante o aquecimento e resfriamento de uma matriz polimérica a diferentes
taxas de aquecimento e resfriamento, entre Tg e Tm, as deformações diferenciais
(a) (b)
33
entre as fases amorfas borrachosas e decorrentes dos cristalitos na fase semi-
cristalina podem promover expansões ou contrações que podem produzir
mecanismos de dano microscópicos, como crazing, ou macroscópicos, como
corrugações em superfícies originalmente planas.
Figura 19- Módulo de Young em função da temperatura de materiais poliméricos semicristalinos
2.8. Mecânica do Contato
2.8.1. Modelo de Hertz
Nascimento et al. (2009) comenta que Hertz estudou, em 1882, o contato entre
dois sólidos elásticos com perfis de superfície lisa (sem rugosidade) os quais
poderiam ser aproximados como uma parábola, perto da área de contato (Figura
20). Hertz fez algumas suposições, baseadas em observações de que a área de
contato tem forma elíptica para tais corpos tridimensionais. Segundo Persson (2006)
apud Nascimento et al. (2009), a teoria de Hertz prediz que a área de contato, A,
aumenta não linearmente com a força de compressão F, porém, A ~ F2/3 .
Figura 20- Fundação do modelo elástico com uma base rígida de profundidade H que é comprimida por um indentador rígido e a distribuição de pressão p em toda a área de contato (JOHNSON, 1989
apud NASCIMENTO et al., 2009)
34
Segundo Medeiros (2002) apud Nascimento et al. (2009), a contribuição efetiva
de Hertz foi demonstrar matematicamente que, em contato de sólidos estáticos não-
conformes comprimidos entre si e sem atrito, parâmetros geométricos e elásticos do
material são necessários e suficientes para definir a área de contato e os estados de
tensão e deformação atuantes.
Segundo Nascimento et al. (2009), as tensões atuantes podem ser
determinadas através de fórmulas analíticas, baseadas na teoria da elasticidade,
desenvolvida por Hertz e são simplificadas quando a área de contato é circular como
para esferas ou esfera-plano em contato. A Figura 21 mostra o contato entre uma
esfera e um plano, sua respectiva geometria de área de contato e a distribuição da
pressão com base na teoria de Hertz.
Figura 21- (a) Contato entre uma esfera indentadora e uma superfície plana polimérica sob ação de uma força compressiva F, (b) dimensão da área de contato (circular) e deflexão, (c) distribuição da
pressão, pressão máxima (Pmáx) e média (pmédia). A relação entre as pressões é dada por Pmáx = 3/2 Pmédia (Adaptado de NASCIMENTO et al., 2009)
Segundo Norton (1996) e Johnson (1989) apud Nascimento et al. (2009) a
pressão de contato é dada por:
P = Pmáx (1 – (x2/a2))1/2 (5)
Pmáx = 3/2 Pmédia = [3/2 (F/πa2)] (6)
35
Onde a é o raio da área de contato de geometria circular que, com base na teoria de
Hertz da mecânica do contato, é dado pela expressão:
a = [(3FR/4E)1/3], (7)
onde R é o raio de curvatura equivalente de contato, dado por:
1/R = (1/Resfera + 1/Rplano), (8)
onde o raio do plano, Rplano, é considerado como tendendo a infinito ou muito maior
que o raio da esfera Resfera, ou seja, Rplano ∞ ou Rplano >> Resfera.
E é o módulo de elasticidade equivalente dos corpos em contato, que é dado
pela equação 9,
1/E = [((1- esfera
2)/Eesfera)+((1- plano2)/Eplano)] , (9)
onde esfera e plano e Eesfera e Eplano são os coeficientes de Poisson e os módulos de
elasticidade dos materiais da esfera e do plano, respectivamente.
Nascimento et al. (2009) comenta que a pressão sobre a área de contato cria um
estado de tensões tridimensionais no material. Essas três tensões aplicadas na
superfície (σx, σy e σz), são compressivas e são máximas na interface do contato.
Diminuem rapidamente e não – linearmente com a profundidade e com a distância
do eixo de contato. Os mesmos autores afirmam que essas tensões são chamadas
de tensões de Hertz e, se considerarmos que o eixo Z aumenta com a profundidade
da indentação no material, essas equações podem ser dadas por:
σz(z) = Pmáx [-1 + (z3/(z2 + a2)3/2)] (10)
σx(z) = σy(z) = (Pmáx/2) [-(1+2) + 2(1+ )((z/(a2 + z2)1/2)-(z/(a2 + z2)1/2)3] (11)
σx, σy e σz são, respectivamente, as tensões compressivas que atuam na direção
dos eixos x, y e z devido a ação da força normal de compressão F; z é a
profundidade considerando seu início a partir da interface do contato.
Nascimento et al. (2009) ainda afirma que as tensões principais induzem a
tensão de cisalhamento que tem valor máximo a uma determinada profundidade em
cada material (geralmente z = 0,63a e magnitude de aproximadamente 0,34pmáx se
36
ambos os materiais são aços). Esse valor varia de acordo com o coeficiente de
Poisson do material.
Para o cálculo da distribuição da tensão de cisalhamento, tensão de
cisalhamento máxima e a posição onde ela ocorre, são utilizadas as equações 12,
13 e 14, mostradas abaixo segundo Nascimento et al. (2009).
(z) = (Pmáx/2) [((1-2)/2)+ (1+ )((z/(a2 + z2)1/2)-(3/2)(z/(a2 + z2)1/2)3] (12)
máx = (Pmáx/2) [((1-2)/2)+ (2/9)(1+ )((2(1+ ))1/2)] (13)
Zmáx = a[(2+2)/(7-2)]1/2 (14)
Nascimento et al. (2009) efetuando ensaio com contato na configuração esfera –
plano, metal – polímero em um processo de indentação quase-estático, tem
mostrado que o uso do modelo de Hertz no cálculo dos parâmetros de contato
envolvendo polímeros e, principalmente, elastômeros, têm se distanciado do valor
verdadeiro (experimental) obtido em ensaio de laboratório e uma tendência a
maiores diferenças com o aumento da carga normal, valores esses, que estão
relacionados com a viscoelasticidade desses materiais.
2.9. Mecanismo de Dano por Crazing
As tensões térmicas são induzidas em um corpo como resultado de
mudanças na temperatura. Um entendimento das origens e natureza das tensões
térmicas é importante devido a estas tensões poderem levar a fratura ou deformação
plástica indesejada (CALLISTER JR., 2007).
Quando um corpo sólido é aquecido ou resfriado, a distribuição de
temperatura interna dependerá da sua forma e tamanho, da condutividade térmica
do material, e da taxa de variação de temperatura. Tensões térmicas podem ser
estabelecidas como um resultado de gradientes de temperatura através de um
corpo, que são frequentemente causadas por aquecimento ou resfriamento rápido,
em que a temperatura exterior muda mais rapidamente do que no interior; diferentes
37
alterações dimensionais restringem a expansão livre ou contração volumétrica de
elementos adjacentes dentro da peça (CALLISTER JR., 2007).
Meyers e Chawla (1999) associam as fibrilas que unem as duas bordas do
craze a uma morfologia de cadeia polimérica de “espaguete cozinhado”, arranjo
característico de um estado amorfo. Essa região abrange uma área com dimensão
desde atômica até micrométrica. Ainda segundo esses dois autores, a formação de
craze é um processo de dilatação que, de um lado é intensificado por um estado de
tração hidrostática e, por outro, retardado por um estado de compressão
hidrostática. E esclarecem que “embora crazes não sejam trincas – nem vazios -
trincas que conduzem ao colapso final podem ser iniciadas por crazes”.
A Figura 22, apresentada por Meyers e Chawla (1999), mostra um envelope
que representa a expressão gráfica do critério de Von Mises modificado para excluir,
da zona de estados de tensões seguras, os limites de atuação do mecanismo de
dano por crazing em polímeros vítreos solicitados por um estado de tensão biaxial.
Segundo esses autores, para um compósito reforçado por fibras, intrinsecamente
anisotrópico, o critério de Von Mises se torna completamente inválido e deve ser
investigado exaustivamente para o estabelecimento de envelopes de estados de
tensões multiaxiais seguras. Este trabalho se alinha neste contexto.
Figura 22- Envelopes que estabelecem o critério de tensões equivalentes de Von Mises para o conjunto de estados de tensões biaxiais seguras para polímeros amorfos, considerando os limites de
escoamento (comportamento dútil) e o crazing (comportamento frágil) (Adaptado de Meyers e Chawla, 1999)
Combette e Ernoult (2006) afirmam que
Os crazings não são necessariamente fenômenos de dano, no sentido
onde a formação de um crazing absorve a energia mecânica e não
provoca forçosamente uma ruptura. Eles aparecem principalmente nos
polímeros termoplásticos amorfos e, às vezes, nos termoplásticos semi-
38
cristalinos, geralmente quando são solicitados à tração... Os crazings
têm uma forma lenticular cujas dimensões laterais se situam entre 10 m
e alguns milímetros, e a espessura varia entre 1 e 10 m (Figura 23).
Quando observados ao MEV, revelam uma rede de vazios e fibrilas
estiradas ligando as duas faces do crazing. As fibrilas, conjuntos de
macromoléculas orientadas, têm um diâmetro da ordem de 10
nanômetros.
Figura 23- Crazing em PEAD: Micrografia obtida por MEV em um C.P. de polietileno de alta densidade (PEAD) submetido a um ensaio de fadiga a 80
°C. O crazing (“craquelure”, em francês)
situa-se na zona de fissura durante sua propagação lenta, de acordo com Combette e Ernoult (2006)
Lima da Silva et al. (2011) sugerem que seja crazing o mecanismo de dano
evidenciado por uma trinca de cerca de 150 m de comprimento por 1 m de
abertura (Figura 24), com pontes fibrilares unindo as duas bordas da trinca em
corpo-de-prova de PTFE solicitado por um estado de tensões de tração.
Figura 24- Imagens obtidas por Microscopia Eletrônica de Varredura com evidencias de danos associados ao comportamento frágil de PTFE com possíveis ocorrências de crazes, segundo Lima da
Silva et al. (2011)
39
2.10. Outros Mecanismos de Danos de Materiais Poliméricos
Materiais poliméricos também experimentam a deterioração por meio de
interações ambientais. No entanto, uma interação indesejável é a degradação
(CALLISTER JR., 2007).
A reação de degradação de polímeros é físico-química, ou seja, envolve
fenômenos físicos, bem como químicos. Além disso, uma grande variedade de
reações e consequências adversas é possível para a degradação de polímeros.
Polímeros podem deteriorar-se pelo inchaço e dissolução. A ruptura de ligação
covalente, como resultado da energia térmica, reações químicas, e radiação também
são possíveis, normalmente com uma redução contínua na integridade mecânica.
Também deve ser mencionado que, devido à complexidade química dos polímeros,
os seus mecanismos de degradação não são bem compreendidos (CALLISTER JR.,
2007).
O processo denominado cisão - separação ou ruptura de ligações da cadeia
molecular- causa uma separação de segmentos da cadeia no ponto de cisão e uma
redução na massa molecular. Várias propriedades de materiais poliméricos,
incluindo resistência mecânica e resistência ao ataque químico, dependem do peso
molecular. Consequentemente, algumas das propriedades físicas e químicas dos
polímeros podem ser adversamente afetadas por esta forma de degradação.
Ruptura de ligações pode resultar da exposição à radiação ou ao calor. Oxigênio,
ozônio e outras substâncias podem causar ou acelerar a cisão de cadeia, como
resultado da reação química (CALLISTER JR., 2007).
Degradação térmica corresponde à cisão de cadeias moleculares em
temperaturas elevadas, como consequência, alguns polímeros sofrem reações
químicas nas quais espécies gasosas são produzidas. Estas reações são
evidenciadas por uma perda de massa do material; a estabilidade térmica de um
polímero é uma medida de sua capacidade de resistência a essa decomposição e
está relacionada principalmente à magnitude das energias de ligação entre os vários
constituintes atômicos do polímero: energias mais elevadas de ligação resultam em
materiais mais estáveis termicamente. Por exemplo, a magnitude da ligação C-F é
maior que a ligação C-H, que por sua vez é maior que a ligação C-Cl. Os
fluorocarbonetos, tendo ligações C-F, estão entre os materiais poliméricos mais
40
resistentes termicamente e pode ser utilizado em temperaturas relativamente
elevadas (CALLISTER JR., 2007).
Durante o processo de degradação de materiais poliméricos a difusão de
oxigênio ocorre predominantemente nas regiões amorfas (LONGO et al., 2011).
A qualidade do produto termoplástico é modificada durante o serviço. Devido
ao envelhecimento, a degradação das propriedades pode ser uma restrição grave
para a aplicação. Essa é a razão pelas quais grandes esforços são dedicados para a
estabilização de termoplásticos, especialmente para aqueles que são sensíveis a
influências ambientais (por exemplo, PVC, borrachas). Sabe-se que o
envelhecimento se manifesta em primeiro lugar numa mudança de cor, sem efeito
perceptível sobre as propriedades mecânicas. O progresso do envelhecimento
resulta mais tarde na deterioração substancial das características mecânicas, que é
bem refletida pela resposta à tenacidade (BÁRÁNY; KARGER-KOCSIS; CZIGÁNY,
2003).
O processo de envelhecimento físico é um fenômeno típico de relaxação.
Calorimetria diferencial exploratória (DSC) e calorimetria diferencial exploratória
modulada (MDSC) têm sido extensivamente utilizadas para estudar o processo de
relaxamento entálpico associada com o envelhecimento físico de polímeros, porque
eles são práticos, sensíveis e altamente reprodutíveis (HU et al., 2005).
Segundo Ibhadon (1996) e Jonas e Legras (1993) apud Hu et al. (2005), o tempo
de relaxação, trelax., foi definido como:
1/Hte/ (CpT) = ln (3t/2trelax.) (15)
Onde Hte é a entalpia de excesso para o tempo de envelhecimento, Cp é
variação capacidade calorífica, T é a variação de temperatura.
2.11. Decomposição térmica
A distinção entre decomposição e degradação térmica necessita ser feita.
Segundo a ASTM apud Beyler e Hirschler (1995) a decomposição térmica é um
processo de extensiva mudança da espécie química do material causada por calor.
Degradação térmica é um processo em que a ação do calor ou da temperatura
41
elevada sobre um material provoca uma perda de propriedades físicas, mecânicas,
ou elétricas.
O comportamento físico de termoplásticos em aquecimento é dependente do
grau de ordem do empacotamento molecular, ou seja, o grau de cristalinidade. Para
materiais cristalinos, existe uma temperatura de fusão bem definida (BEYLER;
HIRSCHLER, 1995).
Segundo Beyler e Hirschler (1995), muitos materiais podem não atingir um
estado viscoso, uma vez que começam a sofrer decomposição térmica antes do
derretimento do polímero, é o caso dos termofixos.
Muitos materiais (termofixos ou termoplásticos) produzem carvão carbonáceo na
decomposição térmica. A estrutura física destes carvões afetará fortemente a
continuação do processo de decomposição térmica. Muito frequentemente as
características químicas dos carvões ditarão a taxa de decomposição térmica do
polímero restante (BEYLER; HIRSCHLER, 1995).
Os processos químicos são responsáveis pela geração de produtos voláteis
inflamáveis enquanto que as mudanças físicas, tais como fusão e carbonização,
podem alterar marcadamente a decomposição e queima característica de um
material (BEYLER; HIRSCHLER, 1995).
A decomposição térmica de polímeros procede de processos oxidativos ou
simplesmente da ação do calor. Em muitos polímeros, o processo de decomposição
térmica é acelerado por oxidantes (tais como ar ou oxigênio). Neste caso a
temperatura de decomposição mínima é menor na presença de um oxidante
(BEYLER; HIRSCHLER, 1995).
Beyler e Hirschler (1995) mencionam que um grande número de propriedades
afetam a decomposição térmica e oxidativa de termoplásticos, particularmente
massa molecular, danos térmicos anteriores, ligações fracas e radicais primários.
Há um número de classes gerais de mecanismos químicos importantes na
decomposição de polímeros: (1) cisão de cadeia randômica, em que a cisão de
cadeia ocorre aparentemente em locais aleatórios na cadeia polimérica; (2) cisão de
cadeia final, em que a unidade de monômero individual é sucessivamente removida
ao final da cadeia; (3) extração de cadeia, no qual os átomos ou grupos que não
fazem parte da cadeia do polímero (ou cadeia principal) são clivados; e (4) ligação
cruzada, em que ligações são criadas entre as cadeias poliméricas. A decomposição
42
térmica de polímeros geralmente envolve mais de uma dessas classes de reações
(BEYLER; HIRSCHLER, 1995).
Beyler e Hirschler (1995) menciona que, entre os termoplásticos simples, o
mecanismo de reação mais comum envolve quebra de ligações na cadeia polimérica
principal. Esta cisão de cadeia pode ocorrer no final da cadeia ou em locais
aleatórios na cadeia. Cisão no final de cadeia resulta em produção de monômeros, e
o processo é frequentemente conhecido como "unzipping". Cisão aleatória de cadeia
geralmente resulta em geração tanto de monômeros como de oligômeros (unidade
de polímeros com 10 ou menos unidades de monômeros) tão bem como uma
variedade de outras espécies químicas. Segundo os mesmos autores, o PTFE se
decompõe termicamente pelo mecanismo de cisão de final de cadeia (unzipping).
A ligação cruzada é outra reação envolvendo cadeia principal. Geralmente ocorre
após alguma remoção de substituintes e envolve a criação de ligações entre duas
cadeias poliméricas adjacentes. Este processo é muito importante na formação de
carvão, uma vez que gera uma estrutura com uma alta massa molecular e menos
volátil (BEYLER; HIRSCHLER, 1995).
O principal tipo de reação envolvendo cadeias laterais ou grupos são reações de
eliminação e reações de ciclização. Na reação de eliminação, as ligações dos
grupos laterais com a própria cadeia são quebradas, e os grupos laterais
frequentemente reagem com outros grupos laterais eliminados. Os produtos dessa
reação são geralmente muitos pequenos para volatizar. Na reação de ciclização,
dois grupos laterais adjacentes reagem para formar uma ligação entre eles,
resultando em produção de uma estrutura cíclica (BEYLER; HIRSCHLER, 1995).
43
3. MATERIAIS E MÉTODOS
3.1. Materiais
3.1.1. Corpos-de-prova (C.P.)
O material utilizado para ensaio foi um compósito constituído de matriz
polimérica PEEK + 10% de PTFE+ 10% de Grafite+10% de Fibra de Carbono,
comercialmente adquirido na forma de tarugo com diâmetro de 61,5 mm. O tarugo
foi cortado utilizando uma serra de fita, e logo após, foi lixado em uma lixa de SiC,
mesh de #100, para obtenção de discos com espessura de 3 ± 0,05 mm e de
superfície plana (Figura 25). Os corpos-de-prova, após o processo de lixamento,
foram lavados em banho ultrassônico por 10 minutos e secados com secador.
Algumas propriedades do compósito polimérico estão mostradas na Tabela 9.
Figura 25- Compósito PEEK+PTFE+FC+Grafite
Tabela 9- Algumas propriedades do compósito PEEK+PFTE + Fibra de Carbono+Grafite, fornecidas pelo fabricante.
Coeficiente de
condutividade térmica
Coeficiente de expansão
térmica
Ponto de Fusão
Cristalina
0,24 W/(m.K) 2,2 x10-5/K 343 °C
44
3.1.2. Caracterização do compósito
3.1.2.1. Análises térmicas
As análises térmicas foram realizadas com o objetivo de determinar as
possíveis modificações que ocorreram no compósito após o ensaio, como por
exemplo, degradação, mudança de cristalinidade e hidrólise. Para isso, as análises
foram realizadas no corpo-de-prova na condição adquirida, a fim de caracterizá-lo, e
em cada corpo-de-prova ensaiado, com o objetivo de comparar suas propriedades
térmicas. As análises empregadas foram a Análise Dinâmico-mecânica (DMA),
Análise Termogravimétrica (TG), Calorimetria Diferencial Exploratória (DSC).
Análise Dinâmico-mecânica (DMA)
A análise Dinâmico-Mecânica (DMA) foi realizada apenas no compósito tal
como adquirido, utilizando um DMA de Marca TAinstruments, tipo Q800 na
configuração single cantilever, com deformação constante de 0,01%, freqüência de
1Hz, com varredura de 20°C até 200°C e a uma taxa de aquecimento de
2°C/minutos.
Análise Termogravimétrica (TG)
Para a análise do comportamento térmico do compósito polimérico, antes e
após os ensaios, a TG foi realizada em um equipamento SHIMADZU modelo DTG –
60H, utilizando atmosfera de nitrogênio com uma vazão de 50 ml/min, a uma taxa de
aquecimento de 10°C/minutos, da temperatura ambiente até 900°C. A massa da
amostra foi de aproximadamente 2mg.
Calorimetria Exploratória Diferencial (DSC)
A DSC foi realizada no compósito antes e após os ensaios, utilizando um
equipamento Shimadzu DSC – 50, com cela de alumínio. A análise do corpo-de-
45
prova foi realizada em atmosfera de nitrogênio com uma vazão de 50ml/min,
varrendo de 20°C até 550°C a uma taxa de aquecimento 10°C/min. A massa da
corpo-de-prova foi de aproximadamente 1 mg.
3.1.2.2. Dureza
Medidas de dureza Rockwell M foram realizadas no compósito, antes e após
os ensaios com o objetivo de avaliar a influência do aquecimento do material em sua
propriedade mecânica.
As medidas foram realizadas utilizando um indentador φ1/4”, com pré-carga
de 10 kgf e carga de 100kgf, em um Durômetro de Marca PANTEC. As indentações
foram realizadas em duas diferentes direções: na direção radial, sete indentações
foram realizadas partindo do centro até a borda do C.P. e na direção circunferencial,
seis indentações foram realizadas a cada 2 horas como representado na Figura 26.
As indentações foram realizadas na mesma face de contato com a fonte quente.
12h
10h
8h
6h
4h
2h
Figura 26- Esquema das indentações realizadas no C.P.
3.1.3. Fontes Quentes: Ferros de Soldar
Para este trabalho foram utilizados, como fonte de calor, quatro ferros de
soldar comercialmente adquiridos: dois com potências nominais de 40W (Fabricante
A e Fabricante B) para reprodutibilidade de ensaio, um com potência de 100W e um
terceiro de 150W (Figura 27). Através de adaptadores fabricados em cobre, foi
possível padronizar as pontas dos ferros que possuem diâmetro de 2,2±0,03 mm e
que, segundo o fabricante, são constituídas de núcleo de cobre, cobertura de ferro e
revestimento de estanho. As pontas foram fixadas nos ferros com altura padronizada
46
de 50 mm, esta altura foi especificada devido às condições do aparato experimental.
Antes de cada ensaio as pontas foram lixadas na direção do seu eixo com uma lixa
de SiC, mesh de #100 para retirada de resíduos poliméricos do ensaio anterior e/ou
camada óxida do metal.
Figura 27- Ferros de Soldar utilizados nos ensaios, potências nominais de 40W(A), 40W(B), 100W, 150W, respectivamente
3.2. Metodologia
3.2.1. Ensaio Térmico
O ensaio térmico consistiu em fornecer diferentes quantidades de energia
térmica a um disco de compósito polimérico através de ferros de soldar que, em
função do efeito Joule, serviam como fonte quente, posicionados de forma
perpendicular e inferior ao C.P.. A ponta da fonte quente esteve em contato direto
com o C.P. durante todo o ensaio. Foram realizados três repetições para cada fonte
quente utilizada. Estes ensaios foram realizados em uma bancada de ensaio
térmico, desenvolvida pelo Grupo de Estudos de Tribologia e Integridade Estrutural
da UFRN – GET e sua confecção está detalhada no Apêndice A.
Na Figura 28 tem-se o esquema do aparato experimental e seu detalhamento
com o posicionamento do C.P. e na Figura 29 é mostrada a bancada experimental
47
utilizada, devidamente instrumentada. Foram coletadas as temperaturas, ambiente e
do corpo-de-prova, através de termopares ligados a uma placa de aquisição de
temperatura. A potência dos ferros de soldar foi medida através de um wattímetro.
Tanto a placa de aquisição de temperatura quanto o wattímetro foram ligados a um
computador que permitiu a captura dos dados ao longo do tempo a uma taxa de
aquisição de 1Hz. A umidade também foi medida ao longo do ensaio. Uma câmera
filmadora foi posicionada acima do corpo-de-prova para filmagem do comportamento
do mesmo durante o ensaio. Todos os ensaios tiveram duração de uma hora de
aquecimento, logo após, o ferro de soldar era desligado e a amostra resfriada,
juntamente com a fonte quente, até a temperatura ambiente, também com duração
de 1 hora. Tanto a taxa de aquecimento quanto a de resfriamento não foram
controladas.
Figura 28- Esquema do aparato experimental utilizado nos ensaios. (a) Aparato experimental; (b) Seção transversal do aparato experimental com detalhamento do escopo
(b) (a)
48
Figura 29- Bancada de Ensaio Térmico: (a) Aparato experimental com posicionamento do C.P.e (b) Bancada de ensaio completa com placa de aquisição de temperatura, wattímetro e medidor de
umidade
Os danos ocorridos no compósito após o ensaio foram observados e/ou
analisados por lupa (aumento de 6,7x) e Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV)
com microanálise EDS, através de um MEV de bancada da marca Hitachi modelo
TM 3000. A voltagem utilizada no equipamento foi de 5 kV a 15kV.
3.2.2. Fixação dos termopares no corpo-de-prova
Os termopares utilizados para aquisição da temperatura durante os ensaios
foram fixados no compósito utilizando o próprio material fundido: um ferro de soldar
de menor potência foi utilizado para fundir a amostra nos pontos determinados para
fixação dos termopares, e então eles foram fixados no C.P. pelo arrastamento de
material adjacente ao ponto de fixação. Dez termopares foram fixados no lado
superior do corpo-de-prova (lado contrário ao de contato com a fonte quente),
desses dez, nove foram dispostos de forma circunferencial com um ângulo de 40°
entre eles e no raio de 15 mm do centro do corpo-de-prova (periferia), e um
termopar foi colocado no centro do corpo-de-prova, exatamente na posição oposta a
de contato da ponta da fonte quente com o corpo-de-prova (Figura 30(a)). Na
posição 6 foram fixados um termopar em cada lado do CP, devido a isto a posição
do termopar colocado no lado inferior do C.P. (mesmo lado da região de contato do
C.P. com a fonte quente foi chamada de Posição 6’ (Figura 30(b)). A Figura 30(c),
mostra o esquema da posição dos termopares em função da fonte quente.
(b) (a)
49
Figura 30- Posição dos Termopares no compósito. (a) Lado superior; (b) Lado inferior; (c) esquema da posição dos termopares em relação a fonte quente
(b)
(a)
Vista
Superior
Vista
Inferior
Vista
Lateral
(c)
50
4. RESULTADOS E DISCUSSÕES
Após a realização de doze ensaios (três ensaios para cada ferro de soldar),
foram escolhidos para análise os dados de um ensaio de cada condição
apresentada. Após a captação dos dados foi possível construir gráficos de potência
e temperatura em função do tempo. A observação e análise dos danos causados
durante o ensaio foi possível através de imagens obtidas por Lupa, Microscopia
Eletrônica de Varredura (MEV) e Microanálises EDS. Os gráficos e os danos
macroscópicos dos ensaios pilotos e das repetições dos ensaios realizados com
cada fonte quente estão apresentados no Apêndice B e C, respectivamente.
4.1. Gráficos
4.1.1. Medida de Potência das Fontes Quentes
As potências reais de cada ferro de soldar, medidas durante o ensaio, estão
plotadas na Figura 31.
51
Figura 31- Gráficos da potência medida em cada fonte quente durante uma hora de ensaio
As fontes quentes atingiram potencias reais em torno de 92,5%, 90,5%, 72%,
77,3% de seus valores nominais, respectivamente. Durantes os ensaios com as
fontes quentes de 40W(A) e 40W(B), houve pouca oscilação de potência ao passo
que nos ensaios realizados com as fontes de maiores potencias as oscilações
foram mais pronunciadas.
A energia total fornecida pelos ferros de soldar, obtida através da integração
da curva de potência x tempo foi de 130 kJ; 123 kJ; 254 kJ; 385 kJ para os ferros de
40W(A), 40W(B), 100W e 150W, respectivamente.
4.1.2. Temperatura no compósito
O comportamento da temperatura dos corpos-de-prova ensaiados está
mostrado na Figura 32 e 33. Em cada gráfico é mostrada a temperatura medida no
0 600 1200 1800 2400 3000 3600
110
112
114
116
118
120
122
124
126
Po
tên
cia
[W
]
Tempo[s]
Potência
Fonte de 150W
Energia total fornecida=385kJ
0 600 1200 1800 2400 3000 360050
55
60
65
70
75
80
85
90
95
100
Po
tên
cia
[W
]
Tempo [s]
Potencia
Fonte de 100W
Energia total fornecida=254kJ
0 600 1200 1800 2400 3000 360030
32
34
36
38
40
42
44
Po
tên
cia
[W
]
Tempo [s]
Potencia
Fonte de 40W(B)
Energia tota fornecida=123kJ
0 600 1200 1800 2400 3000 360034
35
36
37
38
39
40P
otê
nc
ia [
W]
Tempo [s]
Potência
Fonte de 40W(A)
Energia total fornecida=130kJ
52
centro e nas posições da periferia do corpo-de-prova, além da temperatura medida
na Posição 6’, e temperatura ambiente. Para cada posição tem-se uma curva de
aquecimento, obtida desde o acionamento da fonte quente até o seu desligamento,
e duas de resfriamento: a primeira foi obtida com o resfriamento do corpo-de-prova
ocorrendo juntamente com o resfriamento da fonte quente e a segunda foi obtida
com o corpo-de-prova resfriando sem a influência da fonte quente.
Figura 32- Gráficos do aquecimento e resfriamento dos C.P. ensaiados com as fontes de 40W(A) e
40W(B)
Umid.média=47%
0 1200 2400 3600 4800 6000 7200 84000
50
100
150
200
250
300
350
Te
mp
era
tura
[°C
]
Tempo [s]
Amb.
Centro
Pos.2
Pos.3
Pos.4
Pos.5
Pos.6
Pos.6'
Pos.7
Pos.8
Pos.9
Pos.10
40W(B)
12°C/min 0,2°C/min
25°C/min
0 1200 2400 3600 4800 6000 7200 84000
50
100
150
200
250
300
350
Te
mp
era
tura
[°C
]
Tempo [s]
Amb.
Centro
Pos.2
Pos.3
Pos.4
Pos.5
Pos.6
Pos.6'
Pos.7
Pos.8
Pos.9
Pos.10
40W(A)
Umid.média=43%
13°C/min 0,1°C/min
15°C/min
53
Figura 33- Gráficos do aquecimento e resfriamento dos C.P. ensaiados com as fontes de 100W e
150W
Nota-se que nos ensaios com as duas fontes quentes de menor potência, a
temperatura medida no centro do C.P. atingiu valores quase que constantes durante
o ensaio, o que não aconteceu com os ensaios utilizando fontes quentes de maior
potência. Acredita-se que, nos ensaios com as fontes de 40W(A) e 40W(B) o nível
de energia fornecido não foi suficiente para a fusão de todo o material em contato
impedindo que a ponta da fonte quente se aproximasse do termopar que estava do
lado superior do corpo-de-prova. Com as fontes quentes de maior potência, 100W e
0 1200 2400 3600 4800 6000 7200 84000
50
100
150
200
250
300
350
Te
mp
era
tura
[°C
]
Tempo [s]
Amb
Centro
Pos.2
Pos.3
Pos.4
Pos.5
Pos.6
Pos.6'
Pos.7
Pos.8
Pos.9
Pos.10
150W
11°C/min
3°C/min
21°C/min Umid.média=38%
0 1200 2400 3600 4800 6000 7200 84000
50
100
150
200
250
300
350
Te
mp
era
tura
[°C
]
Tempo [s]
Amb.
Centro
Pos.2
Pos.3
Pos.4
Pos.5
Pos.6
Pos.6'
Pos.7
Pos.8
Pos.9
Pos.10
100W
Umid.média=48%
11°C/min
2°C/min
19°C/min
54
150W, o nível de energia fornecido ao corpo-de-prova causou fusão de uma maior
quantidade de material permitindo que a ponta da fonte obtivesse maior penetração
no corpo-de-prova e se aproximasse do termopar, fazendo com que a temperatura
nessa região não se estabilizasse ou chegasse a algo próximo a isso.
Nos últimos minutos de ensaio com a fonte de 150W a curva de aquecimento
no centro do corpo-de-prova apresentou inflexões. O nível de energia fornecido por
esta fonte quente foi tal que a ponta fundiu o material e atravessou o C.P. a ponto de
deslocar o termopar da sua posição de origem o que acarretou nas variações ao
final da curva de aquecimento.
A temperatura de aquecimento no centro foi máxima à 214°C, 210°C, 280°C,
350°C e nas perifeiras foi máxima à 133 ± 7°C, 131±7°C, 172±17°C, 213±17°C para
ensaios realizados com as fontes de 40W(A), 40W(B), 100W e 150W
respectivamente, seguindo a linha da energia fornecida pelas fontes.
Na posição 6’ observou-se maior aquecimento do corpo-de-prova dentre as
temperaturas medidas na periferia, visto que esta posição apresentava-se mais
próxima da influencia da fonte quente. Os valores de temperatura medidos nesta
posição foram 160°C, 156°C, 196°C e 263°C para as fontes quentes de 40W(A),
40W(B), 100W, 150W de potência nominal, respectivamente.
Destaca-se, nos quatro gráficos, a presença de 3 regiões com distintas taxas
de aquecimento: no círculo da cor verde, tem-se o estágio inicial, o qual apresenta
maior taxa de aquecimento entre os demais estágios, provavelmente devido a
condutividade térmica conferida ao compósito pela presença de grafite e fibra de
carbono; no círculo na cor laranja, tem-se o estágio de transição e em azul, o estágio
estacionário, de menor taxa de aquecimento. O C.P. ensaiado com a fonte de
40W(A) foi o único a apresentar estágio estacionário com taxa praticamente zero, os
demais tiveram, no mesmo estágio, elevação gradual na taxa de aquecimento em
função do aumento da potência. A taxa de resfriamento, mesmo não sendo
controlada, apresentou-se semelhante nas quatro condições de ensaio.
G'Sell (1988) constatou que, entre as temperaturas Tg e Tm, as fases amorfas e
cristalinas de um polímero apresentam variações no módulo de elasticidade entre
uma e três ordens de grandeza – sendo a faixa mais crítica após cerca de 50% da
Tg. Para o compósito estudado, a faixa mais crítica encontra-se em
aproximadamente 255°C, já que a Tg dele é 170°C, como destacado pela linha
vermelha tracejada que passa pelas curvas de aquecimento e resfriamento nos
55
gráficos dos C.P. ensaiados. Esta variação no módulo de elasticidade influencia na
deformação final do material polimérico.
Durante todos os ensaios, a ponta da fonte quente se expandiu em torno de 2
mm ao longo da direção vertical devido ao aquecimento do metal, causando o
levantamento de um dos lados do C.P. nos primeiros 10 minutos de ensaio, acredita-
se que este evento possa ter influenciado a temperatura de algumas posições na
periferia do corpo-de-prova, podendo ser observado, em todos os gráficos, a
presença de “inflexões” no início das curvas de temperatura de algumas posições da
periferia, as quais variam de ensaio para ensaio de acordo com a posição no qual há
o levantamento do corpo-de-prova com o aquecimento. O aquecimento inicial da
ponta da fonte quente permitiu sua expansão, mas não foi suficiente para fundir o
centro do compósito, acarretando em elevação do corpo-de-prova (Figura 34). Com
o contínuo aquecimento da ponta, o material próximo a área de contato entre a
ponta do ferro e o corpo-de-prova, foi fundido, levando ao abaixamento do C. P. até
sua posição inicial. Acredita-se que com o levantamento de apenas um dos lados do
corpo-de-prova a energia interna que estava confinada dentro do isolante vítreo
tenha se dirigido para a abertura entre o compósito e o anel elastomérico de
posição, aumentando a temperatura naquela região. Após o retorno do C.P. para a
sua posição inicial houve a diminuição da temperatura, gerando as inflexões no
início das curvas de temperatura das posições periféricas localizadas no lado do
corpo-de-prova que se elevou.
Figura 34- Elevação do corpo-de-prova durante os primeiros 10 minutos de ensaio
Observa-se que o aumento do nível energético aplicado aos corpos-de-prova,
é acompanhado de maior dispersão de temperaturas medidas nas periferias: para as
fontes de menores potências (40W(A) e 40W(B)) o desvio padrão foi de ±7°C, já no
ensaio realizado com as fontes de 100W e 150W o desvio padrão foi de ±17°C.
56
A curva de temperatura da posição 3 e 4 no ensaio com a fonte de 100W
apresentou comportamento diferenciado em relação aos demais da periferia, isto
pode ser explicado pelo fato de que durante o ensaio houve o deslocamento do
corpo-de-prova em relação a sua posição inicial de forma que a distância entre a
fonte quente e as posições 3 e 4 da periferia tornou-se menor, aumentando a
temperatura próxima a essa região.
As temperaturas nas periferias de cada corpo-de-prova tenderam ao mesmo
comportamento entre si e ao centro do C.P., indicando que a taxa de transferência
de calor após o estágio de transição tornou-se praticamente constante.
4.1.3. Análises Térmicas
4.1.3.1. Análise Dinâmico-Mecânica (DMA)
Na Figura 35 têm-se as curvas de módulo de armazenamento, modulo de
perda e tanδ obtidas pela Análise Dinâmico-mecânica (DMA) do compósito.
Figura 35- Curvas de módulo de armazenamento, módulo de perda e tanδ obtidas pela DMA do compósito PEEK+PTFE+Grafite+Fibra de Carbono
57
Os parâmetros para realização da DMA no compósito estudado foram
baseados em Lima da Silva (2010) que analisou o PEEK puro, e Zhang e Schlarb
(2009) que analisou compósitos formados com os mesmos componentes do
compósito G_CFRP estudado neste trabalho, porém segundo os estudos de Bretas
e Baird (1992), compósitos baseados em PEEK, devem ter seu DMA investigado até
300°C para uma obtenção de dados mais completa. No estudo desses autores sobre
blendas poliméricas a partir de PEEK, a Tg foi avaliada no ponto de máximo tan
delta e a Tc no ponto onde o modulo de armazenamento E’ tem um aumento quando
medido como função da temperatura.
Na DMA do compósito G_CFRP a avaliação da Tc, segundo o critério de
Bretas e Baird (1992) não foi possível visto que a análise foi realizada em uma faixa
menor de temperatura (até 200°C), porém ainda foi possível obter dados importantes
do compósito.
Através da curva DMA percebe-se que o compósito é rígido devido ao seu
alto módulo de armazenamento, em torno de 4 GPa, da temperatura ambiente até
150°C, e devido ao baixo fator de perda (tanδ), aproximadamente, 0,015 à
temperatura ambiente. Segundo Lima da Silva (2010) o módulo de armazenamento
do PEEK puro é menor que o do compósito analisado (2,5 GPa), o que permite
constatar a influencia da fibra de carbono como reforço mecânico. Segundo Silva e
Nohara (2010), a influência da fibra de carbono está ligada ao fato de que elas
limitam a livre movimentação das macromoléculas.
Segundo Lima da Silva (2010), quando há aumento de temperatura, o
polímero adquire energia térmica suficiente para as cadeias se moverem mais
livremente, passando a se comportar como um sólido borrachoso, a temperatura na
qual o polímero atinge este comportamento é conhecida como temperatura de
transição vítrea (Tg). Observando a curva (tanδ) do compósito analisado percebe-se
que o mesmo possui uma faixa de temperatura de transição vítrea mínima, entre
145°C e 200°C. O maior pico de tanδ é encontrado a 170°C. Estes valores estão
próximos aos encontrados por Zhang e Schlarb (2009) para compósitos formados
com os mesmos componentes.
58
4.1.3.2. Calorimetria Diferencial Exploratória (DSC)
Análises por DSC foram realizados nos corpos-de-prova, como adquirido e
ensaiados. Foram coletadas duas amostras para cada corpo-de-prova ensaiado;
uma foi retirada da região próxima a borda (B) e outra, à 2 mm do dano central do
corpo-de-prova (C), onde a incidência de calor foi maior. As curvas DSC/DDSC da
amostra coletada do C.P. como adquirido encontram-se na Figura 36. Na Figura 37
e 38 têm-se as curvas DSC/DDSC das amostras coletadas da borda e da região
próxima ao dano central do C.P., respectivamente. Alguns dados obtidos através
das curvas DSCs são apresentados na Tabela 10.
Figura 36- Curvas DSC e DDSC da amostra retirada do corpo-de-prova como adquirido
A curva DSC do compósito como adquirido apresentou mais de um pico
endotérmico de fusão cristalina, o que é característico de materiais compósitos. O
primeiro pico foi identificado a 323°C e o segundo a 335°C, este último pode ser
considerado como a temperatura de fusão total do compósito na condição como
adquirida. Segundo Lima da Silva (2010) o PEEK puro tem temperatura de fusão de
334°C e o PTFE puro tem 329°C. Já Canevarolo Jr. (2004) e Marinho (2005)
afirmam que a temperatura de fusão do PTFE puro é 327°C. Sabendo disto, pode-se
-0.00 100.00 200.00 300.00 400.00 500.00Temp [C]
-2.00
-1.00
0.00
mWDSC
-1.00
-0.50
0.00
0.50
mW/minDrDSC
317.78x100C
342.89x100C
335.07x100C
323.32x100C
-25.35x100mJ
-28.48x100J/g
156.42x100COnset
171.29x100CEndset
163.33x100CMid Point
File Name: AANEN.D00
Detector: DSC-50Sample Name: Amostra antes do ensaio
Sample Weight: 0.890[mg]
Calor
DSCDrDSC
59
sugerir que o primeiro pico endotérmico na curva DSC da amostra do compósito na
condição como adquirida corresponde à temperatura de fusão do PTFE presente na
composição, enquanto que o segundo pico sugere a temperatura de fusão do PEEK
presente no compósito analisado.
Uma leve inflexão na curva DSC, entre 156 e 171 °C, nos leva a acreditar que
esta faixa de temperatura seja a da Tg do compósito na condição como adquirida, já
que estes valores estão dentro aos encontrados pela análise DMA realizada no
mesmo compósito, como mostrado anteriormente.
Figura 37- Curvas DSC das amostras coletadas da borda dos corpos-de-prova ensaiados
40W(A)/B 40W(B)/B
100W/B 150W/B
60
Figura 38- Curvas DSC das amostras coletadas da região central dos corpos-de-prova ensaiados
Tabela 10- Resumo dos dados obtidos por DSC de todas as amostras analisadas: Calor de fusão
(HFusão), Temperatura de transição vítrea (Tg), Temperatura onset (TOnset), Temperatura endset (TEndset), Pico mínimo de fusão (PcMín), Pico máximo de fusão (PcMáx)
Amostras HFusão
(J/g)
Tg
(°C)
TOnset
(°C)
TEndset
(°C)
PcMín
(°C)
PcMáx
(°C)
Como
adquirido -28,5 157-171 317,8 342,8 323,3 335,1
40W(A)/B -25,1 157-160 318,5 343,1 323,7 334,6
40W(B)/B -30,0 159-165 318,3 342,7 323,5 333,8
100W/B -26,7 160-170 318,2 342,5 322 334,5
150W/B -30,2 158-168 318,2 344 323,9 334,9
Média/B -28±3 159±1-168±2 - - 323,3±0,9 334,5±0,5
40W(A)/C -31,6 156-169 317,7 342,3 323,2 335
40W(B)/C -28,0 155-172 318,4 342 323,5 334,8
100W/C -29,3 159-166 317,7 342,4 323,5 335,3
150W/C -31,5 158-167 317,9 343,5 323,5 335,2
Média/C -30±2 157±2-168±2 - - 323,4±0,2 335,1±0,2
Observando todas as curvas DSC acima e a Tabela 10, percebe-se que os
corpos-de-prova analisados após os ensaios, e que foram submetidos a diferentes
40W(A)/C
40W(B)/C 100W/C 150W/C
61
níveis de energia térmica, não apresentaram alterações relevantes nas curvas DSCs
em relação ao corpo-de-prova na condição como adquirida (Tgs, picos de
temperatura de fusão e calor de fusão). Mesmo nas regiões mais próximas ao centro
do corpo-de-prova, onde houve maior incidência de energia térmica, não houve
alterações.
Utilizando as equações citadas por Tsocheva e Terlemezyan (2004) e o calor
de fusão (entalpia) das amostras analisadas pela DSC foi possível encontrar o grau
de cristalinidade da matriz PEEK do compósito. De acordo com esses autores, a
cristalinidade de um polímero puro é dada pela seguinte equação:
(16)
onde H é o calor de fusão da amostra encontrado experimentalmente e
H100 é o calor de fusão do polímero hipoteticamente 100% cristalino. De acordo
com Lima da Silva (2010), a entalpia de fusão do PEEK assume o valor de 130 J/g.
No caso de compósitos, o H utilizado na equação acima é o calor de fusão
do polímero presente na amostra que, segundo Tsocheva e Terlemezyan (2004), é
calculado individualmente pela relação:
(17)
Onde Htotal é a entalpia da amostra, encontrada pelo DSC, e f é a fração
mássica do polímero presente na amostra (TSOCHEVA E TERLEMEZYAN, 2004).
Na Tabela 11 têm-se os Graus de Cristalinidade calculados das amostras
analisadas.
62
Tabela 11- Grau de Cristalinidade da matriz de PEEK
Amostras Grau de Cristalinidade %
(PEEK)
Como adquirido 15,3
40W(A)/B 13,5
40W(B)/B 16,2
100W/B 14,4
150W/B 16,2
Média (B) 15,1±1,4
40W(A)/C 17,0
40W(B)/C 15,0
100W/C 15,8
150W/C 17,0
Média (C) 16,2±1
Observa-se na Tabela 11 que o PEEK presente no compósito tal como
adquirido apresentou 15% de cristalinidade, valor equivalente ao encontrado por
Lima da Silva (2010) para PEEK puro (16%).
O grau de cristalinidade da matriz de PEEK presente nos compósitos
ensaiados se apresentou equivalente ao da amostra do C.P. tal como adquirido,
levando em consideração o desvio padrão apresentado.
Canevarolo Jr. (2004) analisou curvas DSC de poli (tetrafluoretileno) obtidas
das amostras tal como recebida e após seu resfriamento rápido. Após a análise das
duas curvas foi concluído que o grau de cristalinidade das amostras sofreu uma
drástica redução, passando de 52,6% para 31,6% após o tratamento térmico, ou
seja, alta taxa de resfriamento diminui o grau de cristalinidade do material. No caso
do compósito estudado, como já citado, o grau de cristalinidade das amostras dos
C.P. ensaiados não sofreu alteração em relação a amostra do C.P. como adquirido.
Sugere-se, então, que as taxas de resfriamento nas diferentes condições de ensaio
não foram altas suficiente para diminuir a cristalinidade do compósito submetido a
energia térmica como aconteceu em Canevarolo Jr. (2004).
Segundo Zhang e Schlarb (2009), os PEEKs com diferentes massas
moleculares possuem diferentes cristalinidades, ou seja, uma alta massa molecular
correspondente a uma menor cristalinidade. Os mesmos autores afirmam que um
aumento na cristalinidade do PEEK conduz a uma rigidez mais elevada e uma
menor ductilidade. Por conseguinte, o seu desempenho tribológico é fortemente
63
dependente da cristalinidade. O PEEK presente no compósito estudado possui uma
baixa cristalinidade (15,3%), portanto, é induzido a pensar que a matriz de PEEK
deste compósito possui alta massa molecular, o que dificulta a orientação das
cadeias, gerando um material de baixas propriedades mecânicas. Porém, de acordo
com o módulo de armazenamento apresentado pelo compósito na condição como
adquirida, este material é rígido a temperatura ambiente, o que constata a
importância da fibra de carbono na elevação da rigidez da matriz dúctil, como citado
anteriormente nos resultados de DMA.
4.1.3.3. Análise Termogravimétrica (TG/DTG)
As curvas TG/DTG do compósito na condição como adquirida e de todos os
corpos-de-prova ensaiados estão mostrados nas Figuras 39-41. Para cada corpo-
de-prova ensaiado, foram coletadas duas amostras, uma da borda e outra da região
à 2 mm do dano central, onde a incidência de energia foi maior, a fim de analisar
possíveis variações na temperatura de estabilização e as etapas de decomposição
do compósito quando submetido a diferentes níveis de energia.
Figura 39- Análise termogravimétrica do compósito como adquirido
A curva termogravimétrica do compósito na condição como adquirida é
mostrada na Figura 39. Através das curvas TG/DTG constata-se que este material
-0 . 0 0 2 0 0 . 0 0 4 0 0 . 0 0 6 0 0 . 0 0 8 0 0 . 0 0
Te m p [ C ]
-0 . 0 0
5 0 . 0 0
1 0 0 . 0 0
%
TGA
-0 . 3 0
-0 . 2 0
-0 . 1 0
0 . 0 0
0 . 1 0
m g / m i n
D rTGA
467.75 x100C
576.56 x100C
-21.675 x100%
681.55 x100C
-61.917 x100%
900.00 x100C
-13.558 x100%Detector: DTG-60HSample Name: D1- 12-20 AMOSTRA VIRGEMSample Weight: 2.316[mg]
C.P. como-adquirido
TGA
DrTGA
64
apresenta estabilidade térmica até temperatura de 468°C, onde a partir da qual se
inicia sua decomposição. Observa-se que este compósito apresenta três etapas de
decomposição, a primeira inicia-se à temperatura de 468°C, a segunda à 576°C, a
terceira, de menor perda mássica, à 681°C. Após 900°C restou 2,85% de resíduos
que provavelmente são derivados da fibra de carbono e do grafite.
Lima da Silva (2010), analisando as curvas TGs do PTFE e do PEEK puro,
sob ar atmosférico, constatou que o início da decomposição térmica para os dois
polímeros, ocorre em 500°C, o PTFE puro decompõe-se totalmente até a
temperatura de 630°C, e o PEEK puro até aproximadamente 794°C.
Segundo Canevarolo Jr. (2004) a despolimerização do PTFE puro é
praticamente total. A massa residual de 1,3% obtida sob atmosfera de N2, acima de
630°C, corresponde ao material carbonáceo, formado devido à carbonização de uma
pequena parcela de monômero. Com isso, espera-se que no caso do compósito
estudado, o PTFE presente tenha se decomposto já na segunda etapa de
decomposição.
Patel et al. (2010), avaliando a decomposição térmica de PEEK não
modificado, PEEK com 30% de fibra de vidro e PEEK com 30% de fibra de carbono
em atmosfera de nitrogênio, constatou que após 1000°C, a massa restante em cada
material foi: 35%, 65% e 70%, respectivamente, ou seja, em temperaturas elevadas,
a presença de fibras de vidro e de carbono inibe a decomposição dos resíduos com
rendimentos, em 1000 °C, de 65% e 70%, respectivamente. Neste estudo os
mesmos autores, constataram que a formação de resíduos (grafitização) começa em
cerca de 650 °C e continua a mais de 1000 °C. Segundo Tsai, Perng e Ling (1997)
apud Patel et al. (2010), um alto rendimento de resíduos sugere que a cisão
aleatória da cadeia principal é acompanhada por carbonização.
A curva TG da amostra do corpo-de-prova tal como adquirido mostra que
houve total decomposição da massa utilizada após 900°C, contrariando os
resultados de Patel et al. (2010) na análise TG do PEEK+30%FC.
Nas Figuras 40 e 41 têm-se as curvas TG/DTG das amostras coletadas da
borda e da região próxima ao dano central de todos os C.P. ensaiados,
respectivamente.
65
Figura 40- TG/DTG das amostras coletadas da borda de todos os C.P. ensaiados: 40W(A)/Borda
(azul); 40W(B)/Borda (cinza); 100W/Borda (vermelho); 150W/Borda (verde)
Figura 41- TG/DTG das amostras coletadas à 2 mm do dano central de todos os C.P. ensaiados:
40W(A)/Centro (azul); 40W(B)/Centro (cinza); 100W/Centro (vermelho); 150W/Centro (verde)
A Tabela 12 apresenta a temperatura de estabilização e das etapas de
decomposição com suas respectivas perdas de massa, além da porcentagem de
resíduo de cada amostra analisada pela TG.
- 0 .0 0 2 0 0 .0 0 4 0 0 .0 0 6 0 0 .0 0 8 0 0 .0 0
T e mp [C ]
- 0 .0 0
2 0 .0 0
4 0 .0 0
6 0 .0 0
8 0 .0 0
1 0 0 .0 0
%
T G A
- 0 .4 0
- 0 .2 0
0 .0 0
0 .2 0
mg /mi n
D r T G A
40W(A)/B
40W(B)/B
100W/B
150W/B
Região da Borda do C.P.
TGA
DrTGA
TGA
DrTGA
TGA
DrTGA
TGA
DrTGA
-0.00 200.00 400.00 600.00 800.00
Temp [C]
-0.00
20.00
40.00
60.00
80.00
100.00
120.00
%
TGA
-0.20
-0.10
0.00
0.10
mg/min
DrTGA
40W(B)/C
100W/C
150W/C
40W(A)/C
Região próx. ao dano central do C.P.
TGADrTGATGADrTGATGADrTGATGADrTGA
Testab. = 457±19 °C
Testab. = 476±19 °C
66
Tabela 12- Resumo dos dados obtidos por TG de todas as amostras analisadas
Amostras T estab.
(°C)
1ª Etapa/
Ti-Tf (°C)
Perda Mássica
(%)
2ª Etapa/
Ti-Tf (°C)
Perda Mássica
(%)
3ª Etapa/
Ti-Tf (°C)
Perda Mássica
(%)
Resíduos (%)
CP como adquirido
468 468-576 21,675 576-682 61,917 682-900 13,558 -2,85
40W(A)/B 485 485-645 35,865 645-894 27,392 - - -36,6
40W(B)/B 448 448-575 15,182 575-611 14,128 611-890 71,983 +1,293
100W/B 444 444-646 35,334 646-889 29,816 - - -37,35
150W/B 451 451-600 28,176 600-720 61,894 720-900 13,164 +2,217
MÉDIA/B 457±19 - - - - - - -
40W(A)/C 458 458-610 28,383 610-890 71,697 - - 0
40W(B)/C 498 498-645 33,208 645-887 31,141 - - -35,651
100W/C 463 463-619 32,484 619-899 68,790 - - -0,5
150W/C 487 487-670 35,098 670-900 16,193 - - -48,709
MÉDIA/C 476±19 - - - - - - -
Os resultados obtidos nas TGs (Figura 39- 41) e organizados na Tabela 12,
mostram a não-linearidade entre as temperaturas de estabilização das amostras
retiradas dos C.P. ensaiados e não ensaiado. Para uma melhor visualização, foi
plotado um gráfico (Figura 42) onde é mostrada a média da temperatura de
estabilização das amostras retiradas das bordas e das regiões próximas ao centro
dos C.P. ensaiados e a temperatura de estabilização do C.P. como adquirido, onde
é possível observar a variância dos resultados. Além disso, foi possível observar nas
TGs que as quantidades de resíduos não apresentaram correlações entre si.
Como adquirido Centro Borda420
430
440
450
460
470
480
490
500
Te
mp
era
tura
de
Es
tab
iliz
aç
ão
[°C
]
Figura 42- Média da temperatura de estabilização dos C.P. ensaiados e como adquirido, obtidos por
análise TG
67
4.1.4. Dureza
As medidas de dureza Rockwell M foram realizadas no C.P. do compósito
como adquirido e nos C. P. ensaiados como mostrado anteriormente na Figura 26.
Através das medidas de dureza foi possível plotar gráficos Box in plot de Dureza
Rockwell M x Indentações para cada condição de ensaio e sua repetição (Figuras 43
e 44). A quarta indentação realizada coincide com a região onde os termopares de
medição da temperatura na periferia do C.P. foram fixados. Assim, foi possível
correlacionar a média das durezas com a média das temperaturas medidas na
periferia.
Figura 43- Gráficos de dureza Rockwell M dos C.P. como adquirido e ensaiados com fonte quente de 40W(A) e 40W(B) e suas repetições
224 2 3 151 5 6 7
CmAdquirido
30
40
50
60
70
80
90
100
Du
reza
Ro
ck
we
ll M
40W(A)_ Repetição
Centro Borda
224°C
151+/-11°C
187 2 3 140 5 6 7
CmAdquirido
30
40
50
60
70
80
90
100
Du
reza
Ro
ck
we
ll M
40W(B)_Repetição
187°C
140+/-9°C
Centro Borda
214C 2 3133C 5 6 7
CmAdquirido
40
50
60
70
80
90
100
Du
reza
Ro
ck
we
ll M
160°C
40W(A)
133+/-7°C
Centro Borda
214°C
210C 2 3131C 5 6 7
CmAdquirido
40
50
60
70
80
90
100
Du
reza
Ro
ck
we
ll M
40W(B)
156°C
131+/- 7°C
Centro Borda
210°C
68
Figura 44- Gráficos de dureza Rockwell M dos C.P. como adquirido e ensaiados com fonte quente de 100W e 150W e suas repetições
De forma geral, observa-se nos gráficos mostrados nas Figuras 43 e 44, que
a dureza diminuiu nas regiões mais próximas ao centro do corpo-de-prova, onde a
temperatura foi maior, atingindo valores em torno de 214°C, 210°C, 280°C, e 350°C
para as fontes quentes de 40W(A), 40W(B), 100W, 150W de potência nominal,
respectivamente, causando a diminuição da resistência mecânica do compósito. Há
uma tendência de aumento na dureza à medida que as indentações se afastam do
centro do C.P., o que confirma o efeito da variação de energia na direção radial do
corpo-de-prova. Foi observado também que, na região próxima à periferia, ou seja, a
15mm do centro do corpo-de-prova, que corresponde a quarta indentação, a dureza
apresentou um declínio, o que ocorreu em todos os corpos-de-prova analisados.
Acredita-se que a presença de termopares nestas regiões tenha acumulado uma
343 2 3202 5 6 7
CmAdquirido
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100D
ure
za
Ro
ck
we
ll M
343°C
202+/-7 °C
BordaCentro
150W_Repetição
280C 2 3171C 5 6 7
CmAdquirido
40
50
60
70
80
90
100
Du
reza
Ro
ck
we
ll M
100W196°C
172+/-17°C
BordaCentro
280°C
350C 2 3213C 5 6 7
CmAdquirido
40
50
60
70
80
90
100
Du
reza
Ro
ck
we
ll M
150W
263°C
213+/-17°C
Centro Borda
350°C
273 2 3 172 5 6 7
CmAdquirido
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
Du
reza
Ro
ck
we
ll M
100W_Repetição
273°C
172+/-4 °C
Centro Borda
69
quantidade de energia, maior que nas outras regiões adjacentes, o que pode ter
causado a diminuição da dureza.
A dureza medida próxima à borda dos C.P. ensaiados, onde têm-se influência
de uma menor quantidade de energia, foi maior que a dureza do C.P. na forma como
adquirida. Isto induz a pensar que a menor energia incidida nas regiões próximas a
borda causou melhoramento nas propriedades mecânicas do compósito,
provavelmente devido a um aumento na adesão entre os componentes do
compósito com o nível de energia absorvido.
O comportamento apresentado pela dureza e pela temperatura medidas
radialmente nos C.P. ensaiados permitiu a elaboração de um esquema
representativo da correlação entre a variação radial do fluxo térmico e da medida de
dureza dos C.P. ensaiados (Figura 45): a curva em azul representa a temperatura,
(Tr), e em vermelho, a dureza (HRM), ambas medidas em função do raio do C.P.. A
tendência de aumento da dureza em função da diminuição da temperatura ao longo
do raio do C.P. está representada, além da influencia dos termopares fixados na
periferia do C.P. A dureza medida no C.P. tal como adquirido é representada por
uma pequena queda ao final da curva HRM.
Figura 45- Esquema representativo da variação do fluxo térmico e da medida da dureza na direção radial dos C.P. ensaiados com os diferentes níveis de energia térmica
70
Na Figura 46 são mostrados gráficos da dureza HRM em função da
temperatura, medidas no centro e em uma coroa circular, de diâmetro médio de
34±2 mm, dos C.P. usados nos ensaios com as quatro fontes quentes e nas suas
respectivas repetições. Observa-se que as curvas, tanto dos ensaios quanto das
repetições em todas as condições, apresentaram forte dispersão de dados,
provavelmente devido ao comportamento viscoelástico da matriz polimérica, além do
fato de se tratar de um compósito intrinsecamente anisotrópico.
Figura 46- Dureza HRM (Rockwell M) em função da temperatura, medidas no centro (círculo verde) e em uma coroa circular (círculo azul) dos C.P. ensaiados e suas repetições
400 440 480 520 560 600 64045
50
55
60
65
70
75
80
85
Du
reza
Ro
ck
we
ll M
[H
RM
]
Temperatura no C.P. [K]
40W(A)
40W (A)_Repetição
400 440 480 520 560 600 64045
50
55
60
65
70
75
80
85
Du
reza
Ro
ck
we
ll M
[H
RM
]
Temperatura no C.P. [K]
40W(B)
40W (B)_Repetição
400 440 480 520 560 600 64055
60
65
70
75
80
85
Du
reza
Ro
ck
we
ll M
[H
RM
]
Temperatura no C.P. [K]
100W
100W_Repetição
400 440 480 520 560 600 64045
50
55
60
65
70
75
80
85
Du
reza
Ro
ck
we
ll M
[H
RM
]
Temperatura no C.P. [K]
150W
150W_Repetição
71
Procurou-se avaliar a morfologia das indentações realizadas nas medidas de
dureza Rockwell M, para isso uma das indentações realizadas no corpo-de-prova tal
como adquirido foi analisada por MEV, como mostrado na Figura 47.
Figura 47- Morfologia da indentação gerada pelo ensaio de dureza Rockwell M no C.P. tal como adquirido: (a) área de contato; (b) ampliação da borda superior esquerda da área indentada; (c)
Colapso estrutural micrométrico na borda da indentação
A Figura 47(a) mostra a zona indentada por um indentador esférico de aço
com diâmetro de ¼”, onde é possível observar a transição entre a região de maior
aspereza, gerada pelo processo de lixamento durante a preparação do C.P. para
ensaio, e a região de menor aspereza, alisada devido a pressão imposta pelo
indentador. A área delimitada pela linha vermelha marca o perímetro da indentação
em forma de elipse que possui diâmetro em torno de 2,4x2,3mm. Na Figura 47(b)
tem-se a ampliação da borda lateral esquerda da indentação, onde pode-se ver
(a) (b)
(c)
BSE
BSE BSE
72
melhor a deformação plástica sofrida pelas asperezas. A Figura 47(c) mostra a
ampliação da área destacada na Figura 47(b), onde fica evidenciado o colapso
estrutural micrométrico como mecanismo de dano na borda da zona indentada que
provavelmente foi causado por crazing.
Segundo Meyers e Chawla (1999) a formação de crazing é um processo de
dilatação que, de um lado é intensificado por um estado de tração hidrostática e, por
outro, retardado por um estado de compressão hidrostática. Os mesmos autores
dizem que um polímero que possui crazing, apresenta diminuição da zona de
estados de tensões seguras do critério de Von Mises, e que quando se trata de um
compósito reforçado por fibras ─ como o apresentado neste trabalho ─ o critério de
Von Mises se torna totalmente inválido.
O modelo de Hertz, citado por Nascimento et al. (2009), no regime de
deformação elástica, foi utilizado para o cálculo da pressão de contato e das tensões
ocasionadas pelo indentador esférico de aço com ¼” de diâmetro e carga de 100
kgf.
A Tabela 13 mostra os dados obtidos através das equações de Hertz citadas
por Nascimento et al. (2009), para um contato esfera-plano (indentador-compósito),
onde a esfera de aço utilizada possui dureza 65HRC e o compósito tal como
adquirido, 73±3HRM.
Tabela 13- Dados obtidos pelas equações de Hertz para a indentação realizada no C.P. tal como adquirido.
Indentação no C.P. como adquirido
Diâmetro da Zona de Contato (2a) [mm] 1,6
Pressão de Contato Máxima (Pmáx) [MPa] 743
Tensão Normal Compressiva (σ) [MPa] -743
Tensão de Cisalhamento () [MPa] 124
O diâmetro da zona indentada, segundo o modelo de Hertz, é menor
(2a=1,6mm) que o diâmetro real obtido experimentalmente pela medida de dureza
Rockwell M (2a=2,4mm), como pode ser medido pela imagem de MEV da Figura
47(a). Esta diferença, entre o diâmetro da zona de contato real e o calculado, está
de acordo com o que foi encontrado por Nascimento et al. (2009) em seus estudos
73
com materiais poliméricos e elastômeros, onde menciona que este fato se deve ao
comportamento viscoelástico do material polimérico.
4.1.5. Dano nas superfícies
O dano ocorrido nos corpos-de-prova ensaiados foi observado através de
Lupa (aumento de 6,7x) e do Microscópio Eletrônico de Varredura (MEV) equipado
com espectroscopia EDS para microanálises químicas.
4.1.5.1. Lupa
A Figura 48 mostra imagens, obtidas através da lupa, de todos os corpos-de-
prova ensaiados, com ampliação do dano, e das pontas de cada fonte quente
utilizada, após os ensaios.
Figura 48- Imagens dos corpos-de-prova ensaiados e das respectivas pontas dos ferros de soldar, obtidas por lupa (CONTINUA)
40W(B)
40W(A)
74
Figura 48- Imagens dos corpos-de-prova ensaiados e das respectivas pontas dos ferros de soldar, obtidas por lupa (CONCLUSÃO)
Observa-se que o dano foi proporcionalmente crescente em relação aos
níveis de energia fornecidos ao compósito durante os ensaios. Constata-se também
que as pontas das fontes quentes de menores potências (40W(A) e 40W(B))
apresentaram material compósito aderido à sua superfície, enquanto que nas pontas
das fontes de maiores potências (100W e 150W) isso não ocorreu. Acredita-se que o
nível de energia aplicado pelas fontes quentes foi tal que o material na interface
compósito-metal foi evaporado sem a possibilidade de adesão ao metal. Em
particular, no ensaio com o corpo-de-prova 40W(B) a força de adesão entre a ponta
da fonte quente e o corpo-de-prova foi maior que a força de interação entre os
componentes do compósito, o que acarretou em maior quantidade de material
aderido na ponta da fonte quente de 40W(B) e também influenciou no formato da
cratera formada no C.P. ensaiado com essa fonte quente.
Observa-se também a diferença de tonalidade entre a periferia e a região
central do corpo-de-prova formando uma coroa circular, o que acontece em todos os
corpos-de-prova ensaiados, porém no C.P. ensaiado com a fonte de 100W a coroa
circular apresentou forma diferente dos demais. A circunferência entre a tonalidade
150W
100W
75
mais escura e a mais clara marca a posição do anel elastomérico onde o corpo-de-
prova foi posicionado para realização do ensaio.
Bárány, Karger-Kocsis e Czigány (2003) mencionam que o envelhecimento
polimérico se manifesta em primeiro lugar numa mudança de cor, sem efeito
perceptível sobre as propriedades mecânicas e que o progresso do envelhecimento
resulta mais tarde na deterioração substancial das características mecânicas. Isto
pode ser tomado para compósito analisado já que o mesmo apresenta 80% de sua
composição composta por material polimérico. A redução das propriedades
mecânicas em função da temperatura pode ser constatada nos valores de dureza
Rockwell M mostrados anteriormente.
Nas Figuras 49 e 50 têm-se as curvas experimentais e ajustadas (R²=1) da
área do dano central dos C.P., em função da potência real medida nas fontes
quentes ao longo do ensaio e em função da temperatura máxima medida no centro
dos C.P., respectivamente. Como se tem duas fontes quentes de mesma potência
(40W), apenas uma foi utilizada para plotar os gráficos.
40 60 80 100 1200
5
10
15
20
25
30
35
40
45 Data: Data4_Área
Model: ExpGro1
Equation: y = A1*exp(x/t1) + y0
Weighting:
y No weighting
Chi^2/DoF = --
R^2 = 1
y0 -55.23852 ±--
A1 44.86612 ±--
t1 145.88397 ±--
Áre
a d
o D
an
o [
mm
²]
Potência da Fonte Quente [Watt]
Curva Experimental
Curva Ajustada
Figura 49- Área do dano em função da Potência real medida nas fontes quentes
76
480 500 520 540 560 580 600 620 6400
5
10
15
20
25
30
35
40
45 Data: Data2_B
Model: ExpGro1
Equation: y = A1*exp(x/t1) + y0
Weighting:
y No weighting
Chi^2/DoF = --
R^2 = 1
y0 -29.53587 ±--
A1 1.6463 ±--
t1 163.90187 ±--
Áre
a d
o D
an
o [
mm
²]
Temperatura máxima medida no centro do compósito[K]
Curva Experimental
Curva Ajustada
Figura 50- Área do dano em função da temperatura medida no centro do C.P.
Foi observado que o dano no C.P. cresceu exponencialmente em função,
tanto da potência como da temperatura. O ajuste exponencial das curvas forneceu
as seguintes equações:
(área do dano em função da temperatura) (18)
(área do dano em função da potência) (19)
Onde é a área do dano [mm²] ocorrido no compósito ensaiado, T é a
temperatura máxima [K] medida a 1mm do dano central do C.P., e Pot. é a potência
real [W] fornecida pela fonte quente.
A relação Potência real x Temperatura máxima no centro do C.P. é dada pelo
gráfico da Figura 51.
(b)
77
40 60 80 100 120480
500
520
540
560
580
600
620
640T
em
pe
ratu
ra M
áx
ima
me
did
a n
o c
en
tro
do
s C
.P.
[K]
Potência da Fonte Quente [Watt]
Curva Experimental
Curva Ajustada
Linear Regression for Data3_B:
Y = A + B * X
Parameter Value Error
------------------------------------------------------------
A 421,89822 4,11143
B 1,74965 0,05618
------------------------------------------------------------
R SD N P
------------------------------------------------------------
0,99897 3,66688 4 0,00103
Figura 51- Relação temperatura x potência para os quatro ensaios realizados
A relação potência x temperatura para os ensaios realizados com o compósito
em estudo apresentou-se linear crescente, onde pelo ajuste linear da curva obteve-
se a equação:
(20)
onde, T é a temperatura medida em [K] a 1mm do dano central do C.P. e Pot. é a
potência real medida em [W] nas fontes quentes durante o ensaio.
4.1.5.2. Microscópio Eletrônico de Varredura (MEV)
As figuras a seguir mostram imagens do corpo-de-prova como adquirido e dos
danos ocorridos nos corpos-de-prova ensaiados, obtidas por MEV, em alguns casos
a microanálise EDS também foi utilizada para microanálise química da superfície
visualizada.
78
A Figura 52 mostra imagens da superfície do corpo-de-prova não ensaiado.
Na Figura 52(a), observam-se as marcas do processo de lixamento realizado na
preparação dos corpos-de-prova. Na Figura 52(b) tem-se a ampliação da superfície
mostrada na Figura 52(a), onde se pode observar a formação de lâminas que foram
geradas devido ao contato com a lixa.
Figura 52- Morfologia da superfície do corpo-de-prova não ensaiado
A Figura 53 mostra imagens do dano ocorrido no corpo-de-prova que foi
ensaiado com a fonte quente de 40W(A) de potência nominal.
BSE
(b)
BSE
(a)
79
Figura 53- Morfologia dos danos ocorridos no corpo-de-prova após ensaio com a fonte quente de 40W(A): (a) Toroide; (b) Ampliação do toroide; (c) Região central da cratera de desgaste
Observa-se na Figura 53(a) a presença de material solidificado nas bordas da
cratera formando um toroide, originado da fluidez de material fundido durante o
aquecimento, além da presença de poros na região interna da cratera,
provavelmente ocasionados pela liberação de gases durante o aquecimento. Os
poros apresentam dispersão de tamanhos, porém são bem distribuídos no interior da
cratera. Na Figura 53(b) tem-se a ampliação da figura 53(a) onde se pode observar
a presença de poros e pequenas trincas na região externa e próxima à cratera, além
de material solidificado e aderido na superfície externa do corpo-de-prova. A Figura
53(c) apresenta uma ampliação da região central da cratera, onde se pode constatar
a presença de microtrincas.
Bijwe (2002) encontrou nas imagens de MEV da superfície do compósito
PEI+Grafite+Fibra de Vidro ensaiado com carga de 112N e velocidade de 2,1 m/s, a
(a)
BSE
BSE
(c) Microtrincas Poros (b)
BSE
80
presença de fusão severa da amostra com presença de trincas e arrancamento de
fibras.
A presença de Fe, Si e Al no corpo-de-prova ensaiado é comprovada pelo
espectrograma obtido pela microanálise EDS (Figura 54). Possivelmente tais
elementos químicos migraram (1) por difusão, desde a superfície do ferro de soldar
(Fe) e (2) por abrasão, do processo de lixamento do C.P. (Si). O Al pode ser
atribuído à carga de Alumina da matriz polimérica do PEEK, como descrito por Lai et
al. (2007).
Figura 54- Microanálise EDS da cratera formada no C. P. ensaiado com a fonte de 40W(A): (a) Borda externa da cratera de desgaste; (b) Lateral interna da cratera de desgaste
Elemento Peso (%)
Carbono 39,926
Oxigênio 21,921
Alumínio 0,452
Silício 0,415
Ferro 37,285
Elemento Peso (%)
Carbono 83,868
Oxigênio 9,521
Flúor 5,021
Ferro 1,590
A
(a)
B
(b)
81
A Figura 55 mostra imagens do dano ocorrido no corpo-de-prova ensaiado
com a fonte quente de 40W(B).
Figura 55- Morfologia dos danos ocorridos no C.P. após ensaio com a fonte quente de 40W(B): a) cratera de desgaste; b) ampliação da borda direita da cratera
Observa-se na Figura 55 que o dano ocorrido no C.P. ensaiado com a fonte
de 40W(B) não apresentou material acumulado na borda da cratera, pois como
citado anteriormente, o material da borda foi transferido para a ponta da fonte quente
por aderência, o que acarretou na morfologia de dano apresentada. No interior da
cratera desgastada, há a presença de poros, porém de formatos e tamanhos
irregulares. A Figura 55(b) é a ampliação da Região 1 (Reg. 1) da Figura 55(a), onde
pode-se observar a presença de material solidificado na borda da cratera,
caracterizando a deformação plástica ocorrida durante o aquecimento do compósito.
Nas microanálises por EDS da Figura 56 foram constatadas as presenças de
Fe, Ca, Na, Cl, K.
Deformação Plástica
(b)
BSE
Reg. 2
BSE
(a)
Reg.1
82
Figura 56- Microanálise EDS da cratera formada no C. P. após ensaio com a fonte quente de 40W(B): (a) Borda superior da cratera de desgaste (Região 2 da Figura 55(a)); (b) Centro da cratera
de desgaste
A Figura 57 mostra imagens do dano ocorrido no C.P. ensaiado com a fonte
quente de 100W.
B
Elemento Peso (%)
Carbono 65,936
Oxigênio 22,004
Flúor 4,705
Sódio 2,197
Cloro 2,830
Potássio 1,713
Cálcio 0,616
Elemento Peso (%)
Carbono 86,966
Oxigênio 10,883
Cálcio 0,173
Ferro 1,978
B
(b)
A
(a)
83
Figura 57- Morfologia dos danos ocorridos no corpo-de-prova após ensaio com a fonte quente de
100W: (a) Toroides em paralelo; (b) Ampliação do toroide interno; (c) Porosidade na região interna do toroide; (d) Esqueletização na borda do toroide interno; (e) Ampliação da trinca formada no toroide
interno; (f) Crazing (CONTINUA)
BSE
Crazing (f)
BSE
(e)
Esqueletização
BSE
(d)
Microtrincas
(c)
BSE
(b)
Microtrincas Microtrincas
Microporos
BSE
(a)
BSE
84
Figura 57- Morfologia dos danos ocorridos no corpo-de-prova após ensaio com a fonte quente de
100W: (g) Descolamento de Fibra (CONCLUSÃO)
Pode-se observar na Figura 57(a) que o dano no C.P. tendeu a formar dois
toroides, no qual o mais interno apresentou diversas trincas como mostrado na
Figura 57(b). O centro da cratera apresentou-se frágil, sendo constatadas
microtrincas e poros, como mostrado pela Figura 57(c), além de esqueletização ao
redor da borda interna do toroide interno (Figura 57(d)), onde fica evidenciado o
processo de evaporação de material polimérico restando apenas as fibras de
carbono.
As Figuras 57(e), (f) e (g) mostram a ampliação da maior trinca formada no
toroide interno, evidenciando a formação de microfissuramento com presença de
crazing e o descolamento de fibra da matriz. Segundo Lemaitre e Chaboche (2004),
as interfaces fibra-matriz constituem os elos fracos da corrente das deformações e
da ruptura, provavelmente devido a baixa adesão na interfase fibra-matriz.
Segundo Combette e Ernoult (2006) os crazings aparecem principalmente nos
polímeros termoplásticos amorfos e, às vezes, nos termoplásticos semicristalinos,
geralmente quando são solicitados à tração. Quando observados ao MEV, revelam
uma rede de vazios e fibrilas estiradas ligando as duas faces do crazing.
Segundo Callister Jr. (2000) e Canevarolo Jr. (2006) apud Lima da Silva et al.
(2011), regiões de alto fluxo local favorecem a formação de microvazios
interconectados por pontes fibrilares. Tensões de tração levam a elongação e
ruptura destas pontes e coalescência de microvazios iniciando a formação da trinca.
Para um material isotrópico, a tensão de tração pode ser obtida através da equação:
Descolamento
de Fibra
BSE
(g)
85
(21)
onde, E(T) é o módulo de elasticidade em função da temperatura, T é a temperatura
em [K] e é o coeficiente de expansão térmica dado por:
(22)
Para materiais anisotrópicos, como o compósito estudado neste trabalho, as
equações se tornam mais complexas, e levam em consideração o sistema de
coordenadas globais (x, y, z). As equações constitutivas citadas por Herakovich
(1998) podem ser utilizadas em forma de matriz expandida:
(23)
Ou explicitamente:
(23a)
(23b)
(23c)
(23d)
(23e)
(23f)
Onde σ e são, respectivamente, a tensão normal e tensão de
cisalhamento, o ɛ e é a deformação total sob tensão normal e sob tensão de
cisalhamento, respectivamente. ɛT e T é a deformação térmica sob tensão
86
normal e sob tensão de cisalhamento, respectivamente e é a compliância em
x, y, z.
As microanálises EDS do C.P. ensaiado com a fonte de 100W constataram a
presença de Fe e Al nas três regiões apresentadas na Figura 58.
Figura 58- Microanálise EDS da cratera formada no C. P. após ensaio com a fonte quente de 100W: a) Início da microtrinca apresentada na Fig. 57(e); b) Malha de microtrincas apresentada na Fig. 57(c)
B
C
(b) A
(a)
Elemento Peso (%)
Carbono 53,731
Oxigênio 1,750
Ferro 44,519
Elemento Peso (%)
Carbono 68,185
Oxigênio 21,206
Alumínio 1,389
Ferro 9,220
Elemento Peso (%)
Carbono 59,870
Oxigênio 1,361
Ferro 38,769
87
A Figura 59 mostra imagens do dano ocorrido no corpo-de-prova ensaiado
com a fonte quente de 150W.
Figura 59- Morfologia dos danos ocorridos no C.P. após ensaio com a fonte quente de 150 W: (a)
Toroides em paralelo; (b) Esqueletização e microporosidade no interior do toroide interno; (c) Fragilização no centro da região interna do toroide; (d) Microtrincas e esqueletização no toroide
interno
Na Figura 59(a) se observa a formação de dois toroides, como no ensaio com
a fonte de 100W. O dano apresentou-se de forma mais severa que nos demais C.P.
devido a maior esqueletização (Figura 59(b)) e fragilização da região central da
cratera (Figura 59(c)). Observa-se também a presença de poros remanescentes
após a esqueletização, a qual se concentrou na lateral interna da cratera. Na Figura
59(d) tem-se a ampliação da borda do toroide interno, onde se constata a presença
de uma pequena cratera, a qual é acompanhada de microtrincas e esqueletização
em pequena área do dano.
A formação dos toroides, ocorrida apenas nos ensaios com as fontes de
100W e 150W, pode ser explicada utilizando as afirmações de G’Sell (1988) e
BSE
(d)
BSE
Microtrincas (c)
Esqueletização (b)
Microporos
BSE BSE
(a)
88
observando as curvas de aquecimento e resfriamento do centro do C.P.,
reorganizadas na Figura 60.
Figura 60- Aquecimento e resfriamento no centro dos C.P. ensaiados com as fontes de 40W(A),
40W(B), 100W, 150W
Observa-se, na Figura 60, que as fontes de 40W apresentaram curvas de
resfriamento idênticas no centro do C.P., com taxa inicial maior que a das fontes de
100W e 150W, que também apresentaram-se semelhantes entre si. O resfriamento
iniciou-se a partir de 214°C para as fontes de 40W, e a partir de 279°C e 299°C para
as fontes de 100W e 150W, respectivamente.
Como sugerido por G’Sell (1988), durante o aquecimento, em temperaturas
50% acima da Tg, o polímero se comporta como líquido fluídico, expandindo-se
devido a maior mobilidade das cadeias moleculares, porém devido ao
comportamento semicristalino do polímero, a expansão térmica é limitada pela
região cristalina, sendo esta de menor expansão enquanto que a região amorfa
apresenta maior expansão.
Para o compósito estudado, a temperatura 50% acima da Tg (170°C)
assumiu, aproximadamente, 255°C. Os ensaios que atingiram ou ultrapassam esse
valor foram os realizados com as fontes de 100W e 150W de potência, justamente,
os mesmos ensaios que apresentaram dois toroides, como morfologia de dano. De
0 1200 2400 3600 4800 6000 7200
0
50
100
150
200
250
300
350
400T
em
pe
ratu
ra [
°C]
Tempo [s]
40W(A)
40W(B)
100W
150W
Centro do C.P.
89
acordo com o que foi citado por G’Sell (1988), sugere-se que a formação desses
toroides está ligado a expansão e contração diferenciada entre a fase amorfa e
cristalina da matriz polimérica e também entre os componentes do compósito.
Sugere-se que durante o aquecimento, o material se expanda formando um toróide,
e que ao resfriar, este toróide serve de obstáculo para o material adjacente que
tende a retornar ao seu estado original, formando então outro toroide.
Na Figura 61 tem-se a microanálise EDS da região central do dano, a qual foi
realizada com varredura em linha. Os gráficos indicam que ao longo da linha
escaneada foram encontrados elementos como Al, Si, e Fe, além dos elementos
constituintes do compósito.
Na bifurcação das trincas, na Figura 61 (b), é possível observar a presença de
uma partícula, a qual se encontra à 40 m do início da linha de varredura e que está
destacada nos gráficos qualitativos de composição química.
Observando os gráficos gerados pela microanálise EDS vê-se que na posição
de 40m, ou seja, na partícula encontrada na bifurcação, existe Fe o que nos induz
a pensar que esta partícula possa ser um óxido. Como óxidos normalmente
possuem alta dureza acredita-se que esta partícula seja o motivo pelo qual a
bifurcação foi formada.
90
Figura 61- Microanálise EDS da cratera formada no C. P. após ensaio com a fonte quente de 150W: a) Malha de Trincas na região central da cratera; b) Ampliação da trinca
(b)
40μm
0μm
BSE BSE
(a)
91
5. CONCLUSÕES
Neste trabalho, o compósito PEEK+PTFE+FC+Grafite, submetido a
distintos níveis de energia térmica, degradou-se e assumiu durezas e danos
distintos, de acordo com o nível da severidade da energia total incidente.
Confirmou-se a hipótese investigada...
1. Os C.P. degradaram-se em função dos níveis de energia térmica. No centro, a
matriz polimérica evaporou-se numa área que variou exponencialmente com a
potência da fonte quente e, também, com a temperatura;
2. Os resultados de DSC e TG mostraram que os diferentes níveis de energia
térmica fornecidos pelas fontes quentes não alteraram o ponto de fusão, a
cristalinidade e as temperaturas de transição vítrea, e alteraram em até 2,5% a
estabilização térmica do compósito investigado.
3. A temperatura medida no centro do C.P. apresentou-se linear em relação aos
níveis de potências utilizadas;
4. A dureza medida de forma radial, partindo da região próxima ao centro até a
borda do C.P. apresentou correlação com as temperaturas medidas ao longo
dessa direção;
5. Em todas as condições de ensaio realizadas, a dureza medida de forma
circunferencial, em uma coroa circular à 15 mm do centro do C.P. apresentou
não-linearidade em relação a temperatura medida;
6. Os termopares fixados para medição da temperatura na periferia do C.P. tiveram
um papel de fonte quente localizada e, assim, influenciaram na resposta do C.P.
à dureza Rockwell M;
7. A esqueletização de alguns C.P. demonstrou que a fibra de carbono manteve
baixa a expansão térmica do compósito, cuja matriz polimérica, com baixo grau
de cristalinidade, evaporou-se ou fundiu ou sofreu envelhecimento térmico para
os níveis de energia e temperatura aplicados, consubstanciada pelas flutuações
na dureza HRM medida.
8. Porosidade, trincas, microtrincas, esqueletização, crazing, descolamento de fibra
da matriz, microfissuramento foram os principais mecanismos de dano
apresentados nos corpos-de-prova ensaiados.
92
SUGESTÕES DE TRABALHOS FUTUROS
Realizar ensaios térmicos com níveis de energia maior do que os
realizados neste trabalho;
Realizar ensaios tribológicos compatíveis com os desenvolvidos neste
trabalho como, por exemplo, ensaios esclerométricos;
Melhorar o sistema de medida de temperatura.
93
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98
APÊNDICE A
Elaboração do aparato experimental
O aparato experimental utilizado neste trabalho foi desenvolvido pelo Grupo de
Estudos de Tribologia e Integridade Estrutural da UFRN- GET. A seguir serão
mostradas as etapas de sua elaboração.
Fixação da fonte quente
As fontes quentes foram adquiridas comercialmente e são de diferentes
fabricantes. As fontes foram fixadas em uma base de madeira através de um furo
realizado no centro da base, o qual permitiu que a fonte quente ficasse na posição
vertical e perpendicular ao C.P, como mostrado na Figura 62. Os pequenos ajustes
de posição e altura foram possíveis através do envolvimento de fita isolante no cabo
da fonte quente.
Figura 62- Posicionamento da fonte quente na base de madeira
Fonte Quente
Base de
Madeira
Suportes
para os
isolantes
99
Montagem e posicionamento do Bulbo Vítreo Isolante
A fonte quente foi isolada através de um bulbo de vidro que também serviu de
base para posicionamento do C.P. O bulbo vítreo utilizado foi retirado de uma
garrafa térmica comum, adquirida comercialmente. Para se obter uma base plana foi
necessário o corte da parte inferior do bulbo o qual foi realizado em uma serra de
disco. Após o corte, percebeu-se que o bulbo possuía parede dupla, onde a parede
mais interna era fina e frágil, então acrescentou-se areia, com diâmetro em torno de
1,6 mm, entre as paredes do vidro para aumentar sua resistência mecânica. A
abertura superior do bulbo serviu de base para posicionamento do C.P.. Foi utilizado
um anel elastomérico envolvido com fita de PTFE (Teflon®) para melhor
posicionamento do C.P. no bulbo. O bulbo de vidro foi posicionado na base de
madeira e utilizou-se suportes de madeira para adaptação de sua altura, já que as
fontes possuíam diferentes tamanhos (Figura 63). A parte inferior do bulbo não foi
vedada durante os ensaios.
Figura 63- (a) Posicionamento do bulbo vítreo no aparato experimental; (b) Anel elastomérico
Bulbo vítreo Anel elastomérico
envolvido com
PTFE
Suportes de
madeira (b)
(a)
100
Manta de Lã de Vidro e Tubo de isolante de PVC
O bulbo vítreo foi envolvido em uma manta de lã de vidro, obtida de aparelhos
domésticos, e colocado dentro de um tubo isolante de PVC, com diâmetro de
150mm, para evitar o choque térmico do bulbo vítreo com o ambiente. O tubo de
PVC foi posicionado também na base de madeira e suportes feitos de material
compósito também foram utilizados para o ajuste da altura (Figura 64).
Figura 64- Montagem da lã de vidro e do tubo isolante de PVC
O anel elastomérico, a manta de lã de vidro e o bulbo de vidro utilizados no
aparato experimental eram trocados de acordo com o nível de desgaste
apresentado após cada ensaio.
Tubo de PVC
Manta de Lã
de Vidro
Local de
posicionamento
do C.P.
101
APÊNDICE B
Dados obtidos nos ensaios Pilotos
Potência medida nas fontes quentes
0 600 1200 1800 2400 3000 360023
24
25
26
27
28
Po
tên
cia
[W
]
Tempo [s]
Potência
40W(A)_Piloto
0 600 1200 1800 2400 3000 36002
4
6
8
10
12
14
16
18
20
Po
ten
cia
[W
]
Tempo [s]
Potencia
40W(B)_Piloto
Figura 65- Potências medidas nas fontes quentes durante os ensaios pilotos com as fontes de 40W(A) e 40W(B)
102
0 600 1200 1800 2400 3000 360074
76
78
80
82
84
86
Po
tên
cia
[W
]
Tempo [s]
Potencia100W_Piloto
0 600 1200 1800 2400 3000 3600108
110
112
114
116
118
120
122
124
Po
ten
cia
[W
]
Tempo [s]
Potencia150W_Piloto
Figura 66- Potências medidas nas fontes quentes durante os ensaios pilotos com as fontes de 100W e 150W
103
0 600 1200 1800 2400 3000 3600
156
160
164
168
172
176
180
Po
ten
cia
[W
]
Tempo [s]
Potência180W_Piloto
Figura 67- Potência medida na fonte quente durante ensaio piloto com a fonte de 180W
104
Temperatura medida nos Corpos-de-Prova
0 1200 2400 3600 4800 6000 7200 84000
50
100
150
200
250
300
350
Te
mp
era
tura
[°C
]
Tempo [s]
Ambiente
Centro
Posição2
Posição3
Posição4
Posição5
Posição6
Posição7
Posição8
Posição9
Posição10
40W(A)_Piloto
0 1200 2400 3600 4800 6000 7200 8400
0
50
100
150
200
250
300
350
Te
mp
era
tura
[°C
]
Tempo [s]
Ambiente
Centro
Posição2
Posição3
Posição4
Posiçãp5
Posição6
Posição7
Posição8
Posição9
Posição10
40W(B)_Piloto
Figura 68- Temperatura medida nos corpos-de-prova durante os ensaios pilotos com as fontes de 40W(A) e 40W(B)
105
0 1200 2400 3600 4800 6000 7200 84000
50
100
150
200
250
300
350
Te
mp
era
tura
[°C
]
Tempo [s]
Ambiente
Centro
Posição2
Posição3
Posição4
Posição5
Posição6
Posição7
Posição8
Posição9
Posição10
100W_Piloto
0 1200 2400 3600 4800 6000 7200 84000
50
100
150
200
250
300
350
Te
mp
era
tura
[°C
]
Tempo [s]
Ambiente
Centro
Posição2
Posição3
Posição4
Posição5
Posição6
Posição6'
Posição7
Posição8
Posição9
Posição10
150W_Piloto
Figura 69- Temperatura medida nos corpos-de-prova durante os ensaios pilotos com as fontes de 100W e 150W
106
0 1200 2400 3600 4800 6000 7200 84000
50
100
150
200
250
300
350
Te
mp
era
tura
[°C
]
Ambiente
Centro
Posição2
Posição3
Posição4
Posição5
Posição6
Posição6'
Posição7
Posição8
Posição9
Posição10
Tempo [s]
180W_Piloto
Figura 70- Temperatura medida no corpo-de-prova durante ensaio piloto com a fonte de 180W
Os ensaios pilotos realizados com cada fonte quente tiveram como parâmetro
de término a estabilização da temperatura central do C.P., porém após a realização
de todos os ensaios pilotos foi observado que alguns C.P. não atingiram temperatura
estável no centro. Observado isso e o perfil das temperaturas medidas foi resolvido
realizar os ensaios efetivos em um tempo constante de uma hora. Após a realização
dos ensaios pilotos com as fontes de 40W(A), 40W(B) e 100W foi acrescentado um
termopar na face de contato entre a ponta da fonte quente e o C.P na Posição 6’.
107
Corpos-de- Prova ensaiados
Figura 71- Danos ocasionados nos corpos-de-prova utilizados nos ensaios pilotos
180W_Piloto
150W_Piloto 100W_Piloto
40W(B)_Piloto 40W(A)_Piloto
108
APÊNDICE C
Dados obtidos nas repetições dos Ensaios Térmicos
Potência das fontes quentes
0 600 1200 1800 2400 3000 360034
36
38
40
42
44
Po
ten
cia
[W
]
Tempo [s]
Potência
40W(A)_Repetição
0 600 1200 1800 2400 3000 360030
32
34
36
38
40
42
44
46
Po
tên
cia
[W
]
Tempo [s]
Potência
40W(B)_Repetição
Figura 72- Potências medidas nas fontes quentes durante as repetições dos ensaios com as fontes de 40W(A) e 40W(B)
109
0 600 1200 1800 2400 3000 360070
75
80
85
90
Po
tên
cia
s [
W]
Tempo [s]
Potência
100W_Repetição
0 600 1200 1800 2400 3000 360090
95
100
105
110
115
120
125
Po
ten
cia
[W
]
Tempo [s]
Potência
150W_Repetição
Figura 73- Potências medidas nas fontes quentes durante as repetições dos ensaios com as fontes de 100W e 150W
110
Temperatura medida nos Corpos-de-Prova
0 1200 2400 3600 4800 6000 7200 84000
50
100
150
200
250
300
350
Te
mp
era
tura
[°C
]
Tempo [s]
Ambiente
Centro
Pos.2
Pos.3
Pos.4
Pos.5
Pos.6
Pos.6'
Pos.7
Pos.8
Pos.9
Pos.10
40W (A)_Repetição
0 1200 2400 3600 4800 6000 7200 84000
50
100
150
200
250
300
350
Te
mp
era
tura
[°C
]
Tempo [s]
Ambiente
Centro
pos.2
Pos.3
pos.4
pos.5
Pos.6
pos.6'
Pos.7
Pos.8
Pos.9
Pos.10
40W(B)_Repetição
Figura 74- Temperatura medida nos corpos-de-prova durante as repetições dos ensaios com as fontes de 40W(A) e 40W(B)
111
0 1200 2400 3600 4800 6000 7200 84000
50
100
150
200
250
300
350
Te
mp
era
tura
[°C
]
Tempo [s]
Ambiente
Centro
Pos.2
Pos.3
Pos.4
Pos.5
Pos.6
Pos.6'
Pos.7
Pos.8
Pos.9
Pos.10
100W_Repetição
0 1200 2400 3600 4800 6000 7200 84000
50
100
150
200
250
300
350
Te
mp
era
tura
[°C
]
Tempo [s]
Ambiente
Centro
Pos.2
Pos.3
Pos.4
Pos.5
Pos.6
Pos.6'
Pos.7
Pos.8
Pos.9
pos.10
150W_Repetição
Figura 75- Temperatura medida nos corpos-de-prova durante as repetições dos ensaios com as fontes de 100W e 150W
112
Corpos-de-Prova ensaiados
Figura 76- Danos ocasionados nos corpos-de-prova utilizados na repetição dos ensaios
150W_Repetição 100W_Repetição
40W(B)_Repetição 40W(A)_Repetição
113
APÊNDICE D
Aferição do Wattímetro
A aferição do wattímetro utilizado nos ensaios térmicos consistiu em realizar
medidas de potência em lâmpadas fluorescentes com potências nominais de 40W,
60W, 100W, 150W.
Além das medidas de potência com o wattímetro, também foram realizadas
medidas de corrente elétrica e tensão. O circuito foi montado com uma fonte AC,
uma lâmpada fluorescente, o wattímetro e dois multímetros: um para medir corrente
e outro para medir tensão. A potência pôde ser calculada através da equação:
Pot. =U x i, (24)
onde Pot. é a potência, U é a voltagem e i a corrente passante no circuito.
As potências medidas pelo wattímetro e calculadas através da equação 24
para as quatro lâmpadas estão plotadas no gráfico da Figura 77.
40W 60W 100W 150W
40
60
80
100
120
140
160 40W_Real
40W_Calc.
60W_Real
60W_Calc.
100W_Real
100W_Calc.
150W_Real
150W_Calc.
Po
tên
cia
re
al
e c
alc
ula
da
[W
]
Potência Nominal [W]
Figura 77- Potência medida pelo wattímetro (real) e potência calculada nas quatro lâmpadas
utilizadas
Foi observado que as potências medidas pelo wattímetro apresentaram-se
muito próximas aos valores nominais e os valores de potências calculados foram em
torno de 10W maiores que os medidos, para todas as lâmpadas.
114
APÊNDICE E
Aferição do sistema de medição de temperatura por
termopar tipo K
A aferição de 10 termopares utilizados para medição da temperatura nos C.P.
durante os ensaios foi realizada utilizando água solidificada e água em ebulição.
Dois termopares calibrados foram utilizados como padrão para medição da
temperatura da água solidificada e da água em ebulição.
A aferição em água solidificada e água em ebulição foram realizadas ao
mesmo tempo, porém com um termopar de cada vez, ou seja, o mesmo termopar
era resfriado e aquecido, alternadamente. Foram utilizados dois recipientes: em um
foi colocado cubos de gelo e no outro foi colocada água que foi aquecida por uma
resistência durante toda a medição. Para homogeneização da temperatura dentro da
água, o recipiente permaneceu sobre um agitador mecânico durante a medição. Os
dois termopares padrões permaneceram dentro dos seus respectivos recipientes,
ambos com altura fixa.
Na Figura 78 têm-se as etapas de aquecimento e resfriamento dos 10
termopares em aferição em comparação com a temperatura medida pelos
termopares padrões.
0 600 1200 1800 2400 3000 3600 4200 4800
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
Te
mp
era
tura
[°C
]
Tempo [s]
Padrão.Frio
PadrãoQuente
Termop.1
Termop.2
Termop.3
Termop.4
Termop.5
Termop.6
Termop.7
Termop.8
Termop.9
Termop.10
Figura 78- Medidas de temperatura dos 10 termopares aferidos em função do tempo, juntamente
com os termopares padrões nos experimentos com água solidificada e água em ebulição
115
Observa-se na Figura 78 que, nas medidas de temperatura da água em
ebulição, todos os termopares aferidos atingiram a mesma temperatura do termopar
padrão. Na medida de temperatura da água solidificada, os termopares aferidos
apresentaram medidas em torno de 5°C acima da temperatura medida pelo
termopar padrão.
Devido aos termopares padrões estarem fixos dentro do recipiente, durante o
experimento foi necessário o acréscimo periódico de água no recipiente aquecido,
devido a diminuição do nível de água em função da evaporação, e de cubos de gelo
ao recipiente que estava resfriado, devido a sua constante fusão ao longo do
experimento. A perturbação causada durante estes acréscimos causou os picos de
diminuição e aumento de temperatura da água em ebulição e da água solidificada,
respectivamente, apresentados na Figura 78.
