Avaliação da molhabilidade e resistência ao desgaste abrasivo de compósitos do tipo epóxi /quasicristais (AlCuFe)

(1)

UNIVERSIDADE FEDERAL DE PERNAMBUCO

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA

AVALIAÇÃO DA MOLHABILIDADE E RESISTÊNCIA AO

DESGASTE ABRASIVO DE COMPÓSITOS DO TIPO

EPÓXI/QUASICRISTAIS AlCuFe

  



DISSERTAÇÃO SUBMETIDA À UNIVERSIDADE FEDERAL DE PERNAMBUCO PARA OBTENÇÃO DO GRAU DE

MESTRE EM ENGENHARIA MECÂNICA

JOSÉ LUCAS PESSOA MARTINS

(2)

UNIVERSIDADE FEDERAL DE PERNAMBUCO

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA



ORIENTADOR: Prof. Dr. KLEBER GONÇALVES BEZERRA ALVES, UFPE COORIENTADOR: Prof. Dra. DANIELLE GUEDES DE LIMA CAVALCANTE, UFPB

RECIFE, 27 DE AGOSTO DE 2015

Dissertação submetida à Universidade Federal de Pernambuco para obtenção do grau de mestre em engenharia mecânica. 

(3)

Catalogação na fonte

Bibliotecária Maria Luiza de Moura Ferreira, CRB-4 / 1469

M386a Martins, José Lucas Pessoa.

Avaliação da molhabilidade e resistência ao desgaste abrasivo de compósitos do tipo epóxi /quasicristais (AlCuFe) / José Lucas Pessoa Martins. 2016.

83 folhas, il.

Orientador: Prof. Dr. Kleber Gonçalves Bezerra Alves.

Coorientadora: Profa. Dra. Danielle Guedes de Lima Cavalcante.

Dissertação (Mestrado) – Universidade Federal de Pernambuco. CTG. Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica, 2016.

Inclui Referências.

1. Engenharia Mecânica. 2. Compósitos. 3. Quasicristal. 4. Microabrasão. 5. Molhabilidade I. Alves, Kleber Gonçalves Bezerra (Orientador). II. Cavalcante, Danielle Guedes de Lima (Coorientadora ). III. Título.

621 CDD (22. ed.) UFPE/BCTG/2016-126

(4)

27 de agosto de 2015.

“AVALIAÇÃO DA MOLHABILIDADE E RESISTÊNCIA AO DESGASTE ABRASIVO DE COMPÓSITOS DO TIPO EPÓXI/QUASICRISTAIS AlCuFe”

ESTA DISSERTAÇÃO FOI JULGADA ADEQUADA PARA OBTENÇÃO DO TÍTULO DE MESTRE EM ENGENHARIA MECÂNICA

ÁREA DE CONCENTRAÇÃO: ENGENHARIA DE MATERIAIS E FABRICAÇÃO

APROVADA EM SUA FORMA FINAL PELO

PROGRAMA DE PÓS GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA/CTG/EEP/UFPE

Prof. Dr. KLEBER GONÇALVES BEZERRA ALVES ORIENTADOR/PRESIDENTE

Prof. Dra. DANIELLE GUEDES DE LIMA CAVALCANTE CO-ORIENTADORA

Prof. Dr. JORGE RECARTE HENRÍQUEZ GUERRERO COORDENADOR DO PROGRAMA

BANCA EXAMINADORA

Prof. Dr. KLEBER GONÇALVES BEZERRA ALVES (UFPE)

Prof. Dr. DANIELLE GUEDES DE LIMA CAVALCANTE (UFPB)

Prof. Dr. NADÉGE SOPHIE BOUCHONNEAU DA SILVA (UFPE)

(5)

DEDICATÓRIA

Dedico este trabalho a todos que têm a capacidade e a coragem de mudar quando assim for necessário.

(6)

AGRADECIMENTOS

Agradeço a Deus por me dar a capacidade de desenvolver este trabalho com esforço e dedicação.

Agradeço à minha esposa Aline, a quem amo muito, por respeitar minhas ausências e me dar tanto apoio apesar de todas as minhas faltas.

Aos meus pais Marilda e Lucas por se dedicarem o possível para que eu tivesse uma boa formação tanto acadêmica quanto na vida.

Ao meu orientador, Kleber Alves, que foi extremamente paciente e compreensivo e diante de todas as minhas atribuições nunca desistiu nem deixou de me dar o apoio necessário.

Agradeço ao Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica, PPGEM - UFPE, desde o meu ingresso no mestrado até a cobertura dos custos de viagens.

A Professora Danielle por me oferecer apoio sobre o tema e desenvolvimento de resultados, além de permitir o meu acesso ao Laboratório de Solidificação Rápida – UFPB, onde foi possível executar várias etapas experimentais deste trabalho.

A Professor Flávio José por me oferecer apoio sobre o tema e desenvolvimento do trabalho.

A toda equipe do Laboratório de Solidificação Rápida pelo apoio prestado na operação dos equipamentos.

Ao professor Washington Martins do Laboratório de Tribologia da UFU, por me ceder o espaço e fornecer informações necessárias para o desenvolvimento do trabalho.

(7)

“Inteligência é a arte de se adaptar à mudança.” Stephen Hawking

(8)

RESUMO

No presente trabalho foram produzidos compósitos a base de epóxi reforçados com liga quasicristalina AlCuFe, para ensaios de microabrasão e molhabilidade. A liga AlCuFe foi produzida num forno de indução de soleira fria com materias de até 99,99% de pureza e submetida ao tratamento térmico por 24h a uma temperatura de 750°C. O quasicristal foi utilizado na forma de pó após moagem em moinho planetário. A caracterização do quasicristal (QC) foi realizada com uso das técnicas de difração de raios x (DRX) e microscopia eletrônica de varredura (MEV). Análises de DRX mostraram fase cristalina bem definida para amostras de QC, por sua vez imagens de MEV indicaram morfologia arredondada do QC e com uso do software IMAGE J, foi possível observar diâmetros de partícula em torno de 5,48±1,83μm. Em adição, o pó metálico foi misturado com uma resina epóxi em proporções de 5%, 10% e 15% em volume, sendo a cura estabelecida em temperatura ambiente. Por sua vez, as propriedades de molhabilidade e microabrasão foram avaliadas. Verificamos que, com o aumento na proporção em volume de quasicristal no compósito, ocorreram alterações significativas no módulo do coeficiente de desgaste, bem como obtenção de maiores valores no ângulo de contato, tornando o material mais hidrofóbico. As imagens de MEV do compósito indicaram os mecanismos de desgaste envolvidos durante o ensaio de microabrasão, levando ao aumento da taxa de desgaste em função da proporção volumétrica de QC no compósito.

Palavras-chave: Compósitos. Quasicristal. Microabrasão. Molhabilidade.

(9)

ABSTRACT

In this paper were produced epoxy-based composites reinforced with quasicristalina league AlCuFe to microabrasion and wettability tests. The AlCuFe alloy was produced in a cold hearth induction furnace with materials of up to 99.99% purity and subjected to heat treatment for 24 hours at a temperature of 750 ° C. The quasicristal was used in powder form after milling in a planetary mill. The characterization of quasicristal (QC) has been performed using the techniques of X-ray diffraction (XRD) and scanning electron microscopy (SEM). XRD analysis showed well defined crystalline phase for QC samples in turn SEM images indicated rounded morphology and QC using Image J software, it was possible to observe particle diameters around 5.48 ± 1,83μm. In addition, the metal powder was mixed with an epoxy resin proportions of 5%, 10% and 15% by volume being established cure at room temperature. In turn, the properties of wettability and microabrasion were evaluated. We found that, with increasing volume ratio of the composite quasicristal, significant changes in the wear coefficient module and obtaining the higher values of contact angle, making it more hydrophobic. The composite SEM images indicate the wear mechanisms involved during microabrasion test, leading to increased wear rate as a function of the volumetric ratio of QC in the composite.

(10)

SUMÁRIO 1. INTRODUÇÃO ... 16 1.1 Abordagem Geral... 16 1.2 Objetivos ... 17 1.2.1 Objetivo Geral ... 17 1.2.2 Objetivos Específicos ... 17 2. REVISÃO BILIOGRÁFICA ... 18 2.1. QUASICRISTAIS ... 18 2.1.1 Breve Histórico ... 18 2.1.2 Estrutura Quasicristalina ... 21

2.1.3 Ligas Quasicristalinas AlCuFe ... 22

2.1.4 Aplicação de Quasicristal em Compósitos ... 24

2.2 RESINAS EPOXÍDICAS ... 25

2.3 TÉCNICAS DE DESGASTE ... 26

2.3.1 Classificação dos Processos de Desgaste ... 28

2.3.2 Abrasão ... 29

2.3.3 Mecanismos de Desgaste de Abrasão... 30

2.4 ÂNGULO DE CONTATO E MOLHABILIDADE ... 33

2.5 RUGOSIDADE ... 34

2.5.1 Definições ... 36

2.5.2 Relação Entre Rugosidade e Molhabilidade ... 36

3. MATERIAIS E MÉTODOS ... 38

3.1 OBTENÇÃO DA LIGA AlCuFe ... 38

3.2 TRATAMENTO TÉRMICO ... 38

3.3 PRODUÇÃO DO PÓ E REDUÇÃO DO TAMANHO DE PARTÍCULA ... 39

3.4 FABRICAÇÃO DOS COMPÓSITOS ... 39

3.5 CARACTERIZAÇÃO DO PÓ QUASICRISTALINO ... 41

3.5.1 Difração de Raios X ... 41

3.5.2 Microscopia Eletrônica de Varredura ... 41

3.6 CARACTERIZAÇÃO DOS COMPÓSITOS QC/EPÓXI ... 41

3.6.1 Ensaio de Microabrasão ... 41

3.6.2 Ensaio de Interferometria e Topografia ... 44

3.6.3 Microscopia Eletrônica de Varredura ... 44

3.6.4 Ensaio de Molhabilidade ... 45

3.6.5 Ensaio de Rugosidade ... 45

(11)

4.1 CARACTERIZAÇÃO DO PÓ QUASICRISTALINO ... 46

4.1.1 Difratogramas de Raio-X ... 46

4.1.2 Morfologia do Pó de Quasicristal... 47

4.2 ENSAIOS DE MICROABRASÃO ... 48

4.2.1 Caracterização do Abrasivo SiO2 ... 48

4.2.2 Ensaio de Microabrasão Por Esfera Livre ... 50

4.2.3 Forma da Marca de Desgaste ... 52

4.2.4 Mecanismos de Desgaste ... 57

4.3 RUGOSIDADE ... 70

4.4 ENSAIO DE ÂNGULO DE CONTATO E MOLHABILIDADE ... 75

4.4.1 Ângulo de Contato e Molhabilidade ... 75

5. CONCLUSÕES ... 79

(12)

LISTA DE SÍMBOLOS E ABREVIATURAS °C – Grau Celsius; Al – Alumínio; Cu – Cobre; Fe – Ferro; DRX – Difração de raios-X; min – Tempo em minutos; rpm – Rotação por minuto

LSR – Laboratório de solidificação rápida; ψ – Fase Quasicristalina β – Fase cristalina; QC – Quasicristal; Ra – Rugosidade Média; N: força normal V: volume de desgastado

Vc: volume desgastado do revestimento Vs: volume desgastado do substrato R: raio do corpo esférico

DRL: difração de raio laser

MEV: microscópio eletrônico de varredura MMC: Compósito com matriz de metal. MET: Microscopia eletrônica de transmissão. Mn: Manganês

Fh: Torque de rolamento

Ne: Torque de resistência ao rolamento

gsl: Tensão superficial da interface superfície – líquido gsg: Tensão superficial da interface superfície – gás glg: Tensão superficial da interface líquido – gás

(13)

LISTA DE FIGURAS

Figura 2.1 (a) Padrão de difração obtido por Daniel Shechtman. (b) foto obtida no sítio da Fundação Nobel 2011. ... 18 Figura 2.2 Eixos de rotação próprios de operações de simetria. ... 20 Figura 2.3 (a) Cristal 2D periódico. (b) Polígonos com número de lados 2, 3, 4 e 6, também geram um cristal 2D periódico. (c) Pentágono ou outros com número de lados maior que 6 (CARACELLI, 2011). ... 21 Figura 2.4 A cela unitária tem dimensões a × b × c. Os ângulos entre os eixos a, b e c são a, b e g. A cela unitária é a unidade que, repetida por translação nas três direções, gera o cristal 3D (CARACELLI, 2011). ... 21 Figura 2.5 - Poliedros – Dodecaedral (a), octogonal (b), icosaedral (c), triacontraedral (d) (PASSOS, 2006). ... 22 Figura 2.6 - Liga icosaedral quasicristalina de Al62.2Cu25.5Fe12.3 (NASCIMENTO, 2012). .. 23 Figura 2.7 - Diagrama de fases ternário da liga AlCuFe em alumínio (BRADLEY et al, 1939). 24 Figura 2.8: Estrutura de Óxido de etileno. ... 26 Figura 2.9 - Mecanismos de falha de componentes e estruturas (ZUM-GAHR, 1987). ... 27 Figura 2.10 – Classificação dos processos de desgaste por modos de desgaste (PETERSON, 1980). ... 28 Figura 2.11 – Descrição esquemática de quatro principais mecanismos de desgaste (DIN 50320, 1979; KALPAKJIAN, 1995). ... 29 Figura 2.12 – Mecanismo de desgaste e taxa de desgaste em função do ângulo de ataque (ZUM GAHR, 1987). ... 31 Figura 2.13 – Recuperação elástica de três corpos (SUN at al, 2013). ... 32 Figura 2.14: Condições de molhabilidade de uma superfície: a) superfície superhidrofílica  = 0 graus; b) superfície com molhabilidade parcial 180 > > 0 e c) superfície superhidrofóbica  = 180 graus. ... 33 Figura 2.15: Ângulo de contato formado entre gota de líquido sobre superfície sólida plana e as respectivas tensões superficiais de cada interface. ... 34 Figura 2.16: Linha média de um perfil rugoso. ... 35 Figura 2.17: Percurso inicial (lv), de medição (lm) de amostragem (le) e final (ln). ... 35 Figura 2.18 (a) Forma da gota segundo o modelo de Wenzel (b) forma da gota segundo modelo de Cassie-Baxter, (WENZEL, 1936, p. 994). ... 36 Figura 3.1: (a) molde utilizado na fabricação do compósito, (b) compósito bruto após a cura,

(14)

vista superior, (c) vista frontal/lateral do compósito bruto. ... 40

Figura 3.2: (a) compósito acabado, vista superior; (b) vista frontal/lateral do compósito acabado. ... 40

Figura 3.3: Representação esquemática de funcionamento do ensaio de microabrasão. ... 42

Figura 4.1 – DRX da liga Al62,2Cu25,5Fe12,3 quasicristalina, tratada termicamente. ... 46

Figura 4.2: Microscopia Eletrônica de Varredura mostrando o pó de quasicristal após da moagem por 30 minutos no moinho planetário. ... 47

Figura 4.3: Aspecto morfológico das partículas abrasivas SiO2 MEV (SILVA at al 2014). ... 48

Figura 4.4: Curva de distribuição granulométrica SiO2 (SILVA, at al 2014). ... 49

Figura 4.5: Curva de porcentagem acumulada SiO2 (SILVA, at al 2014). ... 49

Figura 4.6: Gráfico de dispersão da taxa de desgaste em função do tempo de ensaio. ... 50

Figura 4.7: Taxa de desgaste média no regime permanente. ... 51

Figura 4.8: Imagem obtida durante o ensaio de uma calota de desgaste produzida pelo teste de microabrasão em uma amostra com 5% de QC.. ... 52

Figura 4.9: Interferometria a laser da calota esférica gerada por microabrasão utilizando como abrasivo SiO2 (a) imagem 3D e (b) perfil A. Amostra 0% AlCuFe. Tempo de teste, 45 minutos. ... 53

Figura 4.13: (a)Vista geral da calota 0% em volume de QC - AlCuFe. (b) Aumento x500 no centro da calota. (c) Aumento x2000 no centro da calota. ... 58

Figura 4.14: Análise por EDS, (a)Partícula de SiO2 destacada no centro da calota da amostra com 0% em volume de QC, (b) Resultado.. ... 59

Figura 4.15: (a)Vista geral da calota 5% em volume de QC - AlCuFe. (b) Aumento no centro da calota (b) Aumento x500 no centro da calota. (c) Aumento x2000 no centro da calota. ... 61

Figura 4.16: Análise por EDS, (a)Partícula de SiO2 destacada no centro da calota da amostra com 5% em volume de QC, (b) Resultado.. ... 62

(15)

Figura 4.17: Análise por EDS, (a)Partícula de QC destacada no centro da calota da amostra com

5% em volume de QC, (b) Resultado.. ... 63

Figura 4.18: (a)Vista geral da calota 10% em volume de QC - AlCuFe. (b) Aumento no centro da calota (b) Aumento x500 no centro da calota. (c) Aumento x2000 no centro da calota. ... 65

Figura 4.19: Análise por EDS, (a)Partícula de QC destacada no centro da calota da amostra com 10% em volume de QC, (b) Resultado... 66

Figura 4.20: (a)Vista geral da calota 15% em volume de QC - AlCuFe. (b) Aumento no centro da calota (b) Aumento x500 no centro da calota. (c) Aumento x2000 no centro da calota ... 68

Figura 4.21: Análise por EDS, (a)Partícula de QC destacada no centro da calota da amostra com 15% em volume de QC, (b) Resultado... 69

Figura 4.22 - Resultado do ensaio de Rugosidade (Ra). ... 70

Figura 4.23 – (a) Perfil de Rugosidade 3D, da amostra 0% em volume de QC, (b) perfil de rugosidade 2D 0% em volume de QC . ... 71

Figura 4.27 – Gráfico ângulo de contato x rugosidade... 76

Figura 4.28 – Formação da entre a resina pura e a água deionizada. ... 76

Figura 4.29 – Formação da gota entre o compósito, 5% de AlCuFe e a água deionizada.. ... 76

Figura 4.30- Formação da gota entre o compósito, 10% de AlCuFe e a água deionizada. ... 76

Figura 4.31 - Formação da gota entre o compósito, 15% de AlCuFe e a água deionizada.. ... 76

(16)

LISTA DE TABELAS

Tabela 4.1 Valores de n, θ e números de identipontos.. ... 19 Tabela 4.1 Valores de x e y para análise de correlação linear.. ... 49 Tabela 4.2 Ângulo de contato formado pela água deionizada.. ... 68

(17)

LISTA DE EQUAÇÕES

Equação 2.1 – Ângulo de giro de simetria ... 29

Equação 2.2 – Força de deslocamento das placas ... 30

Equação 2.3 – Força Normal... 30

Equação 2.4 – Relação entre os torques Rh e Ne ... 30

Equação 2.5 – Cálculo do coeficiente de atrito ... 30

Equação 2.6 – Relação dimensional do coeficiente de atrito... 30

Equação 2.7 – Equação de Young ... 32

Equação 2.8 – Somatórios das áreas superior e inferior da superfície rugosa ... 33

Equação 2.9 – Rugosidade média ... 35

Equação 2.10 – Ângulo de contato de uma superfície rugosa, modelo de Wenzel ... 35

Equação 2.11 – Ângulo de contato de uma superfície rugosa, modelo de Cassie - Baxter ... 36

Equação 3.1 - Volume do substrato ... 41

Equação 3.2 - Volume total de desgaste ... 42

Equação 3.3 - Equação de Archard ... 42

Equação 3.4 - Coeficiente de desgaste dimensional em função do volume desgastado ... 42

Equação 3.5 - Coeficiente de desgaste dimensional em função do diâmetro interno da calota ... 42

(18)

1. INTRODUÇÃO

1.1 Abordagem Geral

Para fazer a escolha de um determinado tipo de material, o engenheiro deve levar em consideração as suas propriedades mecânicas, elétricas e/ou térmicas, etc. Também é de extrema importância o procedimento para processamento do material, assim, serão estabelecidos os parâmetros de obtenção como, estabilidade, temperatura e tempo de processamento, etc, bem como os custos de produção.

O estudo de materiais não está limitado ao uso de metais, cerâmicas, polímeros, semicondutores e biomateriais, resultantes de solidificações ou reações no estado sólido, pois pode-se intencionalmente utilizar um material resultante da combinação de dois outros. Portanto, cada vez mais buscamos diferentes combinações de materiais para aplicações diversas, são os chamados compósitos (VAN VLACK, 2000).

Os materiais compósitos são materiais projetados de modo a conjugar características desejáveis de dois ou mais materiais. A matriz pode ser polimérica, metálica ou cerâmica. O mesmo vale para o reforço, que pode estar na forma de dispersão de partículas, fibras, bastonetes, lâminas ou plaquetas. Os materiais compósitos são também conhecidos como materiais conjugados ou materiais compostos (PADILHA, 2000).

As propriedades dos compósitos são, portanto, função das propriedades das fases constituintes, suas proporções, porosidade, interações, forma, tamanho, distribuição e o grau de orientação da fase dispersa (CALLISTER, 2002).

As ligas quasicristalinas estão sendo fortemente estudadas devido às suas propriedades singulares, como elevada dureza, baixo coeficiente de atrito, elevada resistência ao desgaste e baixa condutividade térmica e elétrica (MOSKALEWICZ, 2011). De uma forma geral, as ligas de quasicristais são frágeis, portanto, existe um potencial de aplicação para serem utilizadas para produzir compósitos com matriz de metal (MMC), (PASSOS, 2010).

Compósitos formados de pós finos de material quasicristalino são utilizados juntamente com matrizes dúcteis, para contornar a fragilidade inerente aos materiais quasicristalinos (DUBOIS, 1999). Deste modo seria amplamente pertinente o desenvolvimento de compósitos utilizando materiais quasicristalinos como reforço em matriz epóxi. Com isso, agregamos importantes características mecânicas do quasicristal e da resina na formação do compósito. Nessa pesquisa, utilizamos uma matriz de resina epóxi comercial associada com uma liga de AlCuFe produzida em laboratório.

(19)

1.2 Objetivos

1.2.1 Objetivo Geral

O presente trabalho tem como objetivo geral a obtenção de compósitos Epóxi/Quasicristal e avaliação da sua resistência ao desgaste e molhabilidade, com o propósito de viabilizar o uso de materiais quasicristalinos em aplicações de revestimentos que necessitem de maior hidrofobicidade e/ou resistência à abrasão, como proteções de elementos estruturais e tubulações industriais.

1.2.2 Objetivos Específicos

 Preparação dos Quasicristais (QC);

 Incorporação dos QC em resina epoxi

 Preparação de compósitos de matriz epóxi e quasicristal AlCuFe a (0%, 5%, 10% e 15% em volume.

 Análise da resistência à abrasão da resina pura e dos compósitos através do coeficiente de desgaste durante o ensaio de microabrasão por esfera livre.

(20)

2. REVISÃO BILIOGRÁFICA

2.1. QUASICRISTAIS

2.1.1 Breve Histórico

Em abril de 1982, o químico israelense Daniel Shechtman estudava uma liga de Al-Mn utilizando a microscopia eletrônica de transmissão (MET), associada difração de elétrons de alta energia, obtendo uma imagem que mostrava um padrão de difração com círculos concêntricos feitos de 10 pontos brilhantes a mesma distância (Figura 2.1 a). Isso significava um padrão de simetria de ordem 10 (Figura 2.1 b).

Figura 2.1 (a) Padrão de difração obtido por Daniel Shechtman. (b) foto obtida no sítio da Fundação Nobel 2011.

Sobre o padrão de difração, estão assinalados os círculos concêntricos contendo 10 pontos cada um e figuras com simetria de ordem 5. A razão entre os raios dos círculos adjacentes é de aproximadamente 1,6.

Um material cristalino é aquele no qual os átomos estão situados em um arranjo que se repete ou existe ordem ao longo de grandes distâncias atômicas, de tal modo que quando ocorre a solidificação, os átomos se posicionarão em um padrão tridimensional repetitivo (CALISTER, 2002).

(21)

teórica, mostram que os quasicristais apresentam ordem, simetria rotacional e unidades de repetição. A diferença em relação ao que se conhecia para os cristais é que essa ordem não é periódica, mas quase periódica. A simetria rotacional apresenta simetrias proibidas para os cristais, e as unidades de repetição, ao contrário do que ocorre com os cristais em que são quase infinitas, nesse caso, ocorrem em número finito (CARACELLI, 2011).

A análise do material estudado por Shechtman apresentou elementos de simetria de ordem 5, 10 e 20, não permitidos em cristais, porém a ciência preestabelecida tinha como paradigma que simetrias rotacionais diferentes de 1, 2, 3, 4 ou 6, então os resultados de Shechtman eram impossíveis de existir em cristais gerando dúvidas e questionamentos a outros cientistas(VEKILOV, 2010).

Em 1992, a teoria dos quasicristais de Schechtman foi aceita pela União Internacional de Cristalografia onde o mesmo foi definido como sendo um cristal aperiódico. A Academia Real de Ciências da Suécia em 2011 concedeu o Prêmio Nobel da Química ao Dr. Daniel Schechtman pela descoberta dos quasicristais (SCHECHTMAN, 2011).

O eixo de simetria consiste numa linha imaginária que corta o centro geométrico do objeto, em torno da qual a imagem se repete através de giros até completar 360° (OLIVEIRA, 2009). Temos que;

(2.1) Onde; θ – ângulo de giro. n – Ordem do eixo.

Na tabela 2.1 são mostrados os valores de n, θ e o número de pontos relacionados por simetria (identipontos) gerados pelo eixo de simetria e na figura 2.2 temos os eixos de rotação próprios de operações de simetria:

(22)

Tabela 2.1 – Valores de n, θ e números de identipontos.

Figura 2.2 - Eixos de rotação próprios de operações de simetria.

Em cristais, apenas os eixos de ordem 1,2,3,4 e 6 são possíveis e assim como será visto adiante, o ângulo interno do pentágono regular é 108° e não satisfaz às condições de um sistema cristalino, o mesmo ocorre em figuras geométricas com eixos de simetria maiores do que 6.

n θ identipontos 1 360° 1 2 180° 2 3 120° 3 4 90° 4 6 60° 6

(23)

2.1.2 Estrutura Quasicristalina

O esquema abaixo demonstra a diferença de um cristal periódico e um quasicristal através de um esquema 2D inicialmente interpretado por Shechtman. A figura 2D de dimensões

a × b, por translação em duas dimensões, gera o cristal 2D periódico. Outras formas, polígonos

com número de lados 2, 3, 4 e 6, também geram um cristal 2D periódico. Quando o polígono é um pentágono ou algum outro com número de lados maior que 6, não é mais possível construir um cristal 2D periódico.

Figura 2.3 (a) Cristal 2D periódico. (b) Polígonos com número de lados 2, 3, 4 e 6, também geram um cristal 2D periódico. (c) Pentágono ou outros com número de lados maior que 6

(CARACELLI, 2011).

Outras operações de simetria básicas podem ser aplicadas, como as de rotação e translação. Enquanto que as operações de translação têm suas direções paralelas aos eixos da cela unitária (Figura 2.3), os eixos de rotação giram o objeto (motivo molecular) por 360, 180, 120, 90 ou 60°. Quando uma operação de simetria é aplicada a um objeto, ele permanece inalterado, ou seja, não é possível perceber a diferença entre o objeto antes e depois de a operação de simetria ter sido aplicada (VEKILOV, 2010).

Figura 2.4 A cela unitária tem dimensões a × b × c. Os ângulos entre os eixos a, b e c são a, b e g. A cela unitária é a unidade que, repetida por translação nas três direções, gera o cristal 3D.

(24)

Na Figura 2.5 estão mostradas, esquematidcamente, as unidades microestruturas encontradas nos quasicristais.

Figura 2.5 - Poliedros – (a) Dodecaedral, (b) octogonal, (c) icosaedral, (d) triacontraedral (PASSOS, 2006).

2.1.3 Ligas Quasicristalinas AlCuFe

A partir da descoberta da fase icosaedral quasicristalina AlMn, outras ligas de QC foram elaboradas em centenas de sistemas de ligas. Encontram-se trabalhos envolvendo ligas quasicristalinas a base alumínio, cobre, gálio, magnésio, níquel, tântalo, titânio, zinco e zircônio. As ligas quasicristalinas a base de AlCuFe são de maior interesse devido a facilidade, custo e não toxicidade.

Dentre algumas diferenças de comportamento das ligas quasicristalinas de alumínio e as cristalinas ou amorfas estão; a condutividade elétrica baixa dos quasicristais, e o comportamento inverso ao das ligas de alumínio cristalinas e amorfas, que com o aumento da temperatura, elevam a condutibilidade elétrica (MOSKALEWICZ, 2011).

Com relação às propriedades térmicas, em baixas temperaturas, as ligas quasicristalinas como i- AlCuFe, são considerados isolantes térmicos e possuem boa resistência à corrosão e oxidação (JENKS, 1998).

Na Figura 2.5 apresenta-se o exemplo de uma gema de um quasicristal icosaedral da liga Al62Cu25,5Fe12,5.

a b

(25)

Figura 2.6 - Liga icosaedral quasicristalina de Al62.2Cu25.5Fe12.3 (NASCIMENTO, 2012).

A fase quasicristalina icosaédrica presente na liga de Al-Cu-Fe é formada por solidificação peritética (uma fase sólida transforma-se em uma fase líquida e outra sólida) de fases cristalinas e intermetálicas que surgem em alta temperatura que reage com uma fase líquida. Este processo é necessariamente lento, e na sua maioria algumas fases cristalinas e intermetálicas são mantidas fora de equilíbrio devido aos rigorosos efeitos da metaestabilidade termodinâmica para formação das fases presentes no quasicristal. A superfície do quasicristal oferecem um grande desafio para a pesquisa científica, devido ao elevado grau de ordem de orientação na ausência de periodicidade (NASCIMENTO, 2015).

Uma única fase i pode ser obtida depois do recozimento em torno das composições Al64Cu24Fe12 até A161.75Cu25.5Fe12.75. Para as composições Al62.2Cu25.5Fe12.3, as linhas de XRD da

fase (i) são estreitas qualquer que seja a temperatura de recozimento (800 ° C ou 600 ° C). Assim, estabelece que existe um domínio monofásico onde a fase i é perfeita e mantém-se estável a 600 ° C. Fica provado assim que a obtenção de ligas quasicristalinas de Al-Cu-Fe, em larga escala é desafiador devido ao elevado grau de controle de fabricação.

No diagrama do sistema Al-Cu-Fe existe uma faixa estreita onde uma fase estável icosaedral (ψ) quasicristalina na média região Al65 Cu 22,5 Fe 12,5. A Figura 2.6 mostra o diagrama de fases da liga de AlCuFe rica em alumínio (BRADLEY et al., 1939).

(26)

Figura 2.7 - Diagrama de fases ternário da liga AlCuFe em alumínio (BRADLEY et al, 1939).

2.1.4 Aplicação de Quasicristal em Compósitos

A dificuldade na obtenção dos QC está na formação de ligas metaestáveis proveniente do não controle de temperatura que pode transformar a liga em um cristal regular irreversível após o aquecimento. Porém o diagrama de fases de equilírio e o que foi indicado por (BRADLEY et al., 1939) e (FAUDOT at al., 1991), ambos afirmam que a fase icosaedral estável pode ser produzida por meio de técnicas de fundição lentas.

Na adição de uma pequena porcentagem atômica de boro (menos de 7 at.%) são substituídos com átomos de Al em i-Al-Cu-Fe. A tensão produzida pelos Al59B3Cu25,5Fe12,5,

aumentando em até três vezes a fase icosaedral. A adição de boro aumenta a dureza Hv e em torno de 700-800 (unidades de Vickers), mantendo o coeficiente de fricção em relação ao diamante igual (DUBOIS,1999).

O sistema Al-Fe-Co-Cr está sendo utilizado para revestimentos de barreira térmica, ele mostra sensivelmente baixa condutividade térmica, boa resistência à corrosão ao enxofre, baixa taxa de oxidação e um coeficiente de expansão térmica comparável àquela de substratos metálicos. Além disso, o ponto de fusão é próximo aos 1170 °C o que permite que seja utilizado em aplicações de motores de combustão e geradores de energia (DUBOIS,1999).

(27)

Os quasicristais podem ser utilizados, levando em consideração sua estabilidade química, como potencial material para absorção e armazenamento de hidrogênio, catalisadores e utensílios cirúrgico (JANOT at al, 1998).

Foram estudadas ligas de Al62Cu25Fe12 no uso de filmes finos cuja espessura encontra-se na faixa de 10 a 30nm, para absorção de energia solar. Foi provado que juntamente com Al2O3 na obtenção de camadas anti-reflexo estas superfícies apresentam alta absorção da luz solar (próximas de 90%) e baixa emissividade térmica (SAARIVIRTA et al, 2004).

Estudos de compósitos de quasicristal com metais não miscíveis no alumínio, como bismuto estanho e índio tem revelado um melhora significativa do comportamento tribológico (auto-lubrificante) e na tenacidade, quando comparados a liga quasicristalina pura (CAVALCANTE, 2011). A utilização de reforços metálicos como o quasicristal, pó de alumínio, pó de cobre e pó de ferro influenciam as propriedades dos compósitos.

Compósitos de pós finos quasicristalinos e matrizes dúcteis são utilizados para melhorar a fragilidade dos materiais quasicristalinos, assim ficou comprovado uma considerável melhoria na resistência ao desgaste, e baixa abrasividade de alguns aços (CHERDYNTSEV et al, 2007, DUBOIS et al. 1993, TSAI et al., 1987).

São comuns, os estudos sobre a utilização de ligas de alumínio dúcteis reforçadas com nanopartículas de quasicristal para elevar a resistência de compósitos (PASSOS, 2006).

Segundo ( BLOOM et al ., 2003), a fabricação de compósitos de quasicristais Al-Cu-Fe com resina epóxi ocasionou melhorias em algumas propriedades, como o aumento da resistência ao desgaste e a abrasão de aço. Sendo que o comportamento mecânico e térmico da matriz epóxi é fortemente influenciado por vários fatores tais como o tipo, tamanho, forma das partículas e quantidade de reforço metálico (BRITO, SANCHEZ, 2000).

2.2 RESINAS EPOXÍDICAS

A palavra epóxi origina do grego “EP” (sobre ou entre) e do inglês “OXI” (oxigênio). Literalmente o termo significa oxigênio entre carbonos, o qual refere-se a um grupo constituído por um átomo de oxigênio ligado a dois átomos de carbono. O grupo epóxi mais simples é aquele formado por um anel de três elementos, como representado pelo óxido de etileno na Figura 2.8.

(28)

Figura 2.8: Estrutura de Óxido de etileno.

A resina epóxi possui a capacidade de transformar-se num sólido termorrígido, sendo normalmente líquida, devido a um processo de reação chamado, cura. Como agente de cura, a resina reage com um endurecedor, podendo ser na temperatura ambiente ou em elevadas temperaturas (COSTA 1999).

Os dois fenômenos mais importantes que ocorrem durante a cura de sistemas termorrígidos são a gelificação e a vitrificação. A gelificação corresponde à formação incipiente de uma rede de peso molecular infinito, onde a viscosidade à taxa de cisalhamento tendendo a zero também torna-se infinita, dando origem ao comportamento viscoelástico do fluido. O sistema passa de um líquido viscoso à um gel elástico. Após a gelificação, o processo de cura continua mais lentamente, porque a mobilidade do sistema fica mais restrita devido ao aumento da densidade de ligações cruzadas. Esse aumento do número de ligações cruzadas provoca um acréscimo na temperatura de transição vítrea e nas propriedades mecânicas do material (PARDINI, 1990).

2.3 TÉCNICAS DE DESGASTE

A ciência que estuda o desgaste e o atrito, ou seja, a interação de superfícies em movimento e de técnicas relacionadas às mesmas, é denominada de tribologia. Ela foi introduzida pelo comitê de lubrificação criado por Schofield e abrange a investigação de todos os tipos de atrito, lubrificação e desgaste (JOST at al, 1981).

A norma DIN 50320 (DIN 50320, 1979) define desgaste como a perda progressiva de material da superfície de um corpo sólido devido à ação mecânica, isto é; o contato e movimento relativo de um corpo sólido contra um corpo sólido, líquido ou gasoso. O desgaste, como mostrado na Figura 2.9, é uma das possíveis causas de falhas de componentes ou estruturas. A falha será função da aplicação, das condições de funcionamento e do meio no qual o mesmo se encontra (ZUM-GAHR, 1987).

O

(29)

Figura 2.9 - Mecanismos de falha de componentes e estruturas (ZUM-GAHR, 1987).

O desgaste é a principal causa da deteriorização dos componentes de máquinas devido à fadiga superficial do material (BARWELL, 1979). Ele raramente é catastrófico, porém reduz a eficiência da operação, podendo resultar em mudanças dimensionais dos componentes ou danos na superfície, que podem gerar problemas secundários como vibrações e desalinhamentos. Entretanto, em casos extremos o desgaste causa a formação e propagação de trincas na superfície do componente ou próxima à mesma, podendo levar a sua fratura e a formação de fragmentos.

Resistência ao atrito e desgaste não são propriedades intrínsecas do material, mas são características do sistema de engenharia (Tribosistema), podendo causar perdas de energia e material, respectivamente. Atrito é a resistência ao movimento, contudo, aumenta com a interação da área de contato real dos sólidos. As perdas devido ao desgaste podem ser reduzidas por otimização e organização, além de um design apropriado, produção, montagem, acessórios e microestrutura do componente. O controle das perdas por desgaste deve iniciar com o correto processo de fabricação do produto, incluindo a escolha do equipamento e lugar para instalação. Para estocagem deve-se considerar as partes a serem protegidas do desgaste (ZUM-GAHR, 1987).

O design do produto pode reduzir efetivamente o desgaste de componentes, otimizando a transferência de força e movimento, o uso apropriado de materiais e lubrificantes em função da força, temperatura e ambiente. Partes submetidas ao desgaste devem ser projetadas para uma fácil substituição. O grau de exatidão da forma, tamanho, perfil da superfície, rugosidade e folga entre as superfícies durante o funcionamento influenciam o atrito e desgaste. A vida útil em serviço depende muito da exatidão da montagem, por exemplo, alinhamento exato e limpeza de quaisquer superfícies sujeitas à falha do componente (ZUM-GAHR, 1987).

(30)

O conhecimento da microestrutura do componente e sua influência na resistência ao desgaste são de grande importância na seleção de materiais. Aspectos microestruturais, como por exemplo, defeitos cristalinos como vacâncias, discordâncias, contornos de grão, partículas de segunda fase, etc, podem afetar sensivelmente o desgaste dos componentes. Através da composição química não se pode definir a microestrutura do material, porém a mesma pode ser alterada severamente através de tratamentos mecânicos, térmicos e termomecânicos.

2.3.1 Classificação dos Processos de Desgaste

Os processos de desgaste podem ser classificados pelos modos de desgaste. A Figura 2.9 mostra esquematicamente os diferentes tipos de ações na interface de um corpo sólido.

Em função do movimento das interfaces pode-se variar entre, deslizamento, rolamento, oscilação, impacto e erosão, dependendo da cinemática do sistema. A erosão pode ainda ser classificada pelo estado físico da contra-peça, por exemplo, sólido ou líquido, ou o ângulo de ação, conforme mostra a Figura 2.10.

Figura 2.10 – Classificação dos processos de desgaste por modos de desgaste (PETERSON, 1980).

(31)

De acordo com a norma DIN 50320, os quatro mecanismos básicos de desgaste podem ser definidos como:

a) Adesão: Formação de pontos adesivos interfaciais, por exemplo, junções por soldagem fria.

b) Abrasão: Remoção de material devido a arrancamento.

c) Fadiga: Fadiga e formação de trincas nas regiões da superfície devido a tensões cíclicas, resultando em separação de material.

d) Reação triboquímica: formação de produtos de reação química como resultado de interações químicas entre elementos do tribosistema iniciado por ação tribológica.

Figura 2.11 – Descrição esquemática de quatro principais mecanismos de desgaste (DIN 50320, 1979; KALPAKJIAN, 1995).

2.3.2 Abrasão

(ZUN GAR, 1987) define o desgaste como penetração de partículas duras ou superfícies ásperas do mesmo em superfícies mais “moles” de sólidos em contato ou deslizamento. Os danos abrasivos são classificados pelo contato por riscamento na superfície de sólidos, a abrasão é o método mais importante para o desgaste.

(32)

O desgaste abrasivo pode ocorrer também pelo contato de partículas duras engastadas nas superfícies de contato, que podem ser; resíduos de produtos da fabricação, fragmentos de desgaste encruados ou partículas estranhas no tribossistema (ZUN GAR, 1987).

O desgaste abrasivo é normalmente classificado em 2 e 3 corpos, dependendo se o abrasivo é fixo ou livre entre duas superfícies (HUTCHINGS, 1996). (GATES, 1998) sugeriu uma classificação mais usual em três regimes; moderado, severo e extremo, os quais teriam como variáveis; tamanho, angulosidade e restrição ao movimento.

2.3.3 Mecanismos de Desgaste por Abrasão

Os mecanismos causadores de desgaste abrasivo são classificados por deformação plástica ou fratura frágil, nesse último, a formação e propagação de trinca se dá pelo fato de que as particulas duras ao concentrar tensões maiores que o limite de resistência mas superfícies dos materiais, estão em contato repetitivo com o substrato.

Existem dois métodos básicos de desgaste abrasivo: do rolamento das partículas abrasivas sobre o corpo-de-prova, resultando no desgaste abrasivo por rolamento, enquanto desgaste abrasivo por riscamento ocorre quando as partículas abrasivas deslizam sobre a superfície. Estes dois modos podem atuar simultaneamente, recebendo o nome de desgaste abrasivo misto (HUTCHINGS, 1992).

Além de rolamento e riscamento, há o modelamento de Challen e Oxley para mecanismos de desgaste, que é caracterizado por 3 micromecanismos conhecidos; microcorte (remoção de material em forma de cavaco), sulcamento (sem remoção de material na superfície formando cristas laterais) e formação de proa (remoção de material e formação de cristas laterais), é um escoamento intermediário entre sulcamento e microcorte (HUTCHINGS 1992).

Durante o sulcamento uma proa é formada na frente da partícula abrasiva e o material é deslocado para os lados. Embora esse mecanismo, se tratando de uma única partícula abrasiva, não provoque perda de massa, a ação de várias partículas em um mesmo tribossistema agindo simultaneamente, pode provocar o destacamento de uma lasca por fadiga de baixo ciclo. No microcorte, a perda de massa é de valor semelhante ao volume relativo à marca de desgaste, sendo todo o material em contato trabalhado, removido em forma de cavaco.

Segundo (ZUM GAHR, 1987), o sulcamento e o microcorte são mecanismos dominantes em abrasão de materiais ducteis. A proporção de material deslocado pelos lados por sulcamento e removido através de microcortes, está relacionado na Figura 2.12.

(33)

Figura 2.12 – Mecanismo de desgaste e taxa de desgaste em função do ângulo de ataque (ZUM GAHR, 1987).

Em relação à severidade do tribossistema durante o carregamento (carga normal, velocidade de deslizamento e temperatura superficial), o desgaste por deslizamento pode ser do tipo moderado, severo ou extremo (LEWIS E OLOFSSON, 2004).

O resultado de um desgaste moderado é uma superfície do substrato normalmente mais polida do que a original e com deformação plástica reduzida. O desgaste severo, em contrapartida, resulta em uma superfície áspera e elevada deformação plástica, em metais, as partículas resultantes da deformação severa são visíveis. O desgaste classificado como extremo, ocasiona a propagação de trincas no substrato (HUTCHINGS, 1992).

Em nossa pesquisa, iremos perceber que o regime de desgaste levado em consideração é o moderado, pois o ensaio que adotamos é o de microabrasão e iremos mostrar através de imagens no microscópio eletrônico de varredura as características dos desgastes obtidos.

O carregamento e descarregamento de um ensaio de desgaste, inclusive de microabrasão, pode causar empilhamentos do material ao redor de identações e formação de bordas (efeito “pile-up”) como fator dominante, que caracteriza a recuperação elástica do material (FRANCO, 2003).

A recuperação elástica está relacionada a propriedades elasto-plásticas, tais como módulo de elasticidade, coeficiente de Poisson, limite de escoamento e coeficiente de encruamento (BOLSHAKOV, 1998).

(SUN at al, 2013) Identificou uma grande recuperação elástica que impede a esfera de partícula de abrasivo deslizar. Contudo propôs um critério e/h para prever o padrão de

(34)

movimento de uma partícula através das equações: (2.1) (2.2) (2.3) (2.4) (2.5)

Figura 2.13 – Recuperação elástica de três corpos, a) diagrama de variáveis, (SUN at al, 2013).

Onde:

F – Força de deslocamento das placas. N – Força normal ao movimento.

h – Distância entre as calotas de desgaste. e – Diâmetro das calotas de desgaste. μ – Coeficiente de atrito das placas.

Na abrasão de três corpos a partícula abrasiva vai rolar se o momento de torque de condução é maior do que o torque resistente. Ou seja, o torque de Fh tende a fazer a partícula rolar e o torque Ne tende a resistir ao rolamento. Quanto maior o coeficiente de atrito, maior será o Ne, e nesse caso, teremos mais recuperação elástica (SUN at al, 2013).

(35)

2.4 ÂNGULO DE CONTATO E MOLHABILIDADE

A propriedade superficial de molhabilidade está associada à tendência de um líquido espalhar-se ou não sobre uma superfície sólida, sendo crucial em diversas aplicações como; o desenvolvimento de superfícies não contaminantes, superfícies autolimpantes, coletores de umidade, entre outros.

A molhabilidade de uma superfície, macroscopicamente, é caracterizada por um parâmetro chamado ângulo de contato(), que leva em consideração a medida do quanto o líquido pode espalhar-se sobre uma superfície em contato direto e é medido entre a linha tangencial da gota na interface com a superfície sólida e a superfície, como mostra a Figura 2.13 (BARNES, 2005).

Figura 2.14: Condições de molhabilidade de uma superfície: a) superfície superhidrofílica  = 0 graus; b) superfície com molhabilidade parcial 180 > > 0 e c) superfície superhidrofóbica  =

180 graus (BARNES, 2005).

Em relação à água, as superfícies são classificadas como hidrofóbicas, quando o ângulo de contato é maior que 90 graus, ou como hidrofílicas, quando o ângulo de contato é menor que 90 graus. Em casos extremos mostrados quando o ângulo de contato é superior a 150 graus a superfície é chamada superhidrofóbica ou superhidrofílica, quando este ângulo é zero.

A molhabilidade é favorecida quando a energia de superfície do substrato é alta e a tensão superficial do líquido é baixa, por exemplo; os polímeros de baixa energia superficial são de difícil solubilidade (QUINI, 2011).

Outros parâmetros que interferem e podem afetar o comportamento da molhabilidade de um sólido por um líquido são a rugosidade e a heterogeneidade da superfície do material (LUZ, 2008).

θ

θ = 0°

(36)

A tendência do líquido molhar a superfície sólida é denominada molhabilidade e pode ser representada pelo ângulo entre o contorno da superfície da gota e a interface líquido/sólido, denominado ângulo de contato, como ilustra a Figura 2.15. Se o espalhamento é completo, o ângulo de contato tende a zero. Se o ângulo de contato é próximo a 180°, o coeficiente de espalhamento é altamente negativo. O ângulo de contato se relaciona às tensões superficiais através da equação de Young (YOUNG, 1805).

γsg −γsl –γlg cos θ = 0 (2.6) Onde;

gsl: Tensão superficial da interface superfície – líquido gsg: Tensão superficial da interface superfície – gás glg: Tensão superficial da interface líquido – gás

Figura 2.15: Ângulo de contato formado entre gota de líquido sobre superfície sólida plana e as respectivas tensões superficiais de cada interface.

2.5 RUGOSIDADE

2.5.1 Definições

A rugosidade é caracterizada por imperfeições geométricas na superfície do material estudado. O perfil de rugosidade é caracterizado por; texturas primárias e secundárias. A rugosidade ou textura primária é formada por sulcos ou marcas deixadas pela ferramenta que atuou sobre a superfície da peça e se encontra superposta ao perfil de ondulação. A ondulação ou textura secundária é o conjunto das irregularidades repetidas em ondas de comprimento bem

(37)

maior que sua amplitude surgidas por imprecisões de movimentos dos equipamentos (NOVASKI,2011).

A textura superficial é medida através de equipamentos (ópticos, laser ou eletromecânicos). Quando se mede a rugosidade o aparelho mostra o perfil da peça, composto pela rugosidade e ondulações (NOVASKI, 2011).

Para se efetuar a medição de uma rugosidade, deve-se atribuir parâmetros utilizados nas medições de acordo com a norma ABNT NBR 6405, Figuras 2.16 e 2.17:

a) Linha Média – Linha disposta paralelamente à direção do perfil, de modo que as somas das áreas superiores seja exatamente igual à soma das áreas inferiores;

(2.7)

Figura 2.16: Linha média de um perfil rugoso.

Figura 2.17: Percurso inicial (lv), de medição (lm) de amostragem (le) e final (ln). ys

yi

lm

(38)

b) Percursos Inicial (lv) – É a extensão da primeira parte do primeiro trecho registrado, projetado sobre a linha média e permite o alívio das osilações iniciais e encontrar o centro do perfil de rugosidade.

c) Percurso de Medição (lm) – É a extensão do trecho útil do perfil de rugosidade usado diretamente na avaliação, projetado solbre a linha média.

d) Comprimento de amostragem (le) – É tomado como um quinto do percurso de medição. Deve ser suficiente para avaliar a rugosidade.

e) Percurso Final (ln) – É a extensão da última parte do trecho do perfil, projetado sobre a linha média e não utilizado na avaliação.

f) Rugosidade Média (Ra) – É a média aritimética dos valores absolutos das ordenadas de afastamento dos pontos do perfil de rugosidade em relação à linha média, dentro do percurso de medição.

(2.8)

2.5.2 Relação Entre Rugosidade e Molhabilidade

Em relação ao material sólido, a molhabilidade da superfície é influenciada por dois fatores: a estrutura química da superfície e a rugosidade. Os modelos teóricos mais conhecidos que descrevem esse efeito são os de (WENZEL, 1936) e (CASSIE-BAXTER, 1944).

A teoria ou modelo de Wenzel relata que o líquido entra em contato com toda a superfície rugosa, preenchendo suas cavidades como indicado na Figura 2.17, contudo, o aumento da rugosidade e consequentemente da área de superfície implicará num maior ângulo de contato. (PATANKAR, 2003).

Figura 2.18 (a) Forma da gota segundo o modelo de Wenzel (b) forma da gota segundo modelo de Cassie-Baxter, (WENZEL, 1936, p. 994).

_a)

(39)

Segundo Wenzel, o ângulo de contato de equilíbrio entre um líquido e de uma superfície rugosa θ , é dado pela seguinte expressão:

cosθ = r cosθ (2.9)

Sendo r o fator de rugosidade definido como a razão entre a área real e a área projetada e θ o ângulo equivalente medido numa superfície lisa. A partir disso e sabendo que r ˃1, podemos concluir que o modelo de Wenzel indica que o ângulo de contato observado quando um líquido molha uma superfície (θ˂90º) vai diminuir quando essa superfície se tornar rugosa ( >θ), em contrapartida, o ângulo de contato quando um líquido não molha uma superfície (θ>90º) vai aumentar quando essa superfície se tornar rugosa (θ’>θ), Teoria do Molhamento Homogêneo, (BALDACCHINI, et al 2006) .

Em oposição ao modelo anterior, o modelo de Cassie-Baxter demonstra que, devido à existência de ar na interface, o líquido não molha completamente a superfície rugosa conforme ilustrado na Figura 2.17b. Neste caso o líquido vai interagir com uma superfície que pode ser aproximada a um compósito de material do substrato e ar. Segundo esta configuração, o ângulo de contato medido numa superfície rugosa ( é dado por:

cos = −1+φs (1+ cosθ) (2.10)

Sendo (φs) a fração de sólido em contato com o líquido e θ, o ângulo medido numa superfície equivalente lisa. Quanto mais reduzido for o valor de (φs), menor será a área de contato entre o sólido e o líquido e maiores serão os ângulos de contato medidos. Uma vez que (φs) é sempre menor que 1, este modelo ao contrário do anterior prevê sempre um aumento de θ”, independentemente do valor de θ na superfície lisa (BARBIERI, 2007).

As equações de ambos os modelos, Wenzel e Cassie-Baxter, foram deduzidas minimizando a energia de superfície de gotas hemisféricas depositadas em superfícies rugosas e são usadas na maioria dos estudos em que se investiga o efeito da rugosidade, visto constituírem aproximações aceitáveis face aos resultados experimentais. No entanto estes dois modelos prevêem ângulos de contacto diferentes para a mesma superfície rugosa. Fica claro que modelos diferentes vão prever gotas e ãngulos de contato distintas.

(40)

3 MATERIAIS E MÉTODOS

3.1 OBTENÇÃO DA LIGA AlCuFe

Os elementos metálicos constituintes da liga (Cu, Al, Fe), com pureza superior a 99,9%, foram cedidos pelo Laboratório de Solidificação Rápida - UFPB. Os metais foram devidamente pesados, utilizando-se uma balança SHIMADZU Modelo Ay 220, com precisão de ordem com precisão de ordem _{g. Foram realizadas três fusões no total, em cada uma elaboramos 10 g} de liga. Totalizando 30g de AlCuFe.

As ligas de composição atômica Al62,2Cu25,5Fe12,3, foram obtidas num forno de indução

de soleira fria, desenvolvido no Laboratório de Solidificação Rápida – UFPB com o auxílio de um gerador de alta frequência (40KVa) de fabricação POLITRON.

As fundições das ligas foram realizadas introduzindo os componentes no cadinho de cobre do forno, na proporção correspondente à composição nominal da liga, onde se fez o vácuo. Foram realizadas lavagens do forno, que significa introduzir gás inerte, no caso argônio 5.0 no forno, até uma pressão de –60cmHg, em seguida, o bombeamento até a pressão de, aproximadamente _{torr. Esta operação é necessária para minimizar os efeitos do oxigênio} residual do forno, repetindo-se por duas vezes. Enfim, fundimos a liga quasicristalina (Al62,2

Cu25,5 Fe12,3) sob pressão de –60 cmHg de argônio. O procedimento de fundição repetiu-se por

três vezes para assegurar a completa dissolução dos constituintes.

3.2 TRATAMENTO TÉRMICO

Durante a solidificação no forno, devido ao próprio processo utilizado, é formada uma liga heterogênea com fase cristalina e quasicristalina. Assim, para aumentar a proporção da fase quasicristalina da liga, realizamos tratamentos térmicos para favorecer a transformação peritética das fases.

Nesse caso, utilizamos um forno radiante, marca ANALOGICA e modelo NA 8000, inicialmente cada amostra foi tratada por 24h à temperatura de 750°C, (LIMA, 2011). Realizamos o aquecimento do forno e das amostras simultaneamente a uma taxa de aquecimento de 30°C/min. Antes e durante o tratamento, realizamos lavagens intermediárias com argônio com o intuito de reduzir os efeitos de oxidação e tratar as amostras numa atmosfera inerte.

(41)

3.3 PRODUÇÃO DO PÓ E REDUÇÃO DO TAMANHO DE PARTÍCULA

Segundo CAVALCANTE (2009), os pós quasicristalinos quando quebrados sem moagem de alta energia, apresentam morfologia facetada, porém, podemos reduzir o tamanho de partícula e obter partículas mais arredondadas com a moagem de alta energia por 2h. Assim, mantemos a estabilidade da fase quasecristalina da liga.

Após o tratamento térmico, quebramos a liga com o auxílio de um almofariz com pistilo, metálicos, para transformá-la em pó. Em seguida, o pó passou por uma peneira de mesh 150.

Definimos que para a elaboração do compósito, deveríamos obter partículas de quasicristal menos facetadas, evitando possíveis concentrações de tensão. Sendo assim, após o peneiramento do pó quasicristalino, utilizou-se o Moinho Planetário de marca Fritsch

Pulverisette P5, nele ocorre o movimento de rotação e translação onde o disco principal gira no

sentido oposto ao recipiente, fornecendo a força centrífuga necessária às esferas.

3.4 FABRICAÇÃO DOS COMPÓSITOS

Os compósitos foram fabricados com matriz époxi, utilizando a resina Epoxy Fiber MC 132, produzida pela reação química da epicloridrina com o bisfenol. O agente de cura foi o Epoxy Fiber FD 128, que é composto pela amina modificada para que a cura da resina seja efetuada a temperatura ambiente. Este agente possui excelentes propriedades que propiciam a sua aplicação na área náutica, construção civil, adesivo, etc. A cura da resina MC 132 acontece em uma proporção de 1/1 por 48h a temperatura ambiente (BOLETIM TÉCNICO EPOXY FIBER ENDURECEDOR FD 128)

Os compósitos foram produzidos em proporções volumétricas de 0%, 5%, 10% e 15% do pó quasicristalino, sendo devidamente pesados em uma balança SHIMADZU Modelo Ay 220, com precisão de ordem _{g. Para isso, primeiramente pesamos a resina para depois} adicionarmos o pó de quasicristal que foram misturados por cerca de 15 minutos para deixar o sistema o mais homogêneo possível e evitar aglomeração do pó fino. Posteriormente adicionamos o endurecedor e misturamos por mais 10 minutos. Por fim, o material foi vazado em um molde feito com Lençol de Borracha feito com elastômeros especiais, cortado com cerca de 400 mm e vazado com quatro furos quadrados cada um com dimensões quadradas de 25,4 x 25,4 mm e 3,5mm de profundidade, cada furo do molde foi revestido com fita isolante comum SCOTCH 3M, sobre um espelho, material que facilita descolamento da resina epóxi. A cura

(42)

ocorreu a temperatura ambiente por 48h. A Figura 3.4 mostra o molde utilizado na fabricação do compósito.

Figura 3.1: (a) molde utilizado na fabricação do compósito, (b) compósito bruto após a cura, vista superior, (c) vista frontal/lateral do compósito bruto.

Após as 48h de cura, os compósitos passaram pelo processo de usinagem para acabamento e assim, as dimensões finais não passassem de 18mm x 18mm. Posteriormente, as duas faces foram devidamente lixadas por 3 minutos com lixa d’água grão 600 no Laboratório de Tribologia e Materiais – UFU (Universidade Federal de Uberlândia), desse modo, definimos o acabamento final para os ensaios de molhabilidade e microabrasão.

Figura 3.2: (a) compósito acabado, vista superior; (b) vista frontal/lateral do compósito acabado. a)

b)

c)

a)

(43)

3.5 CARACTERIZAÇÃO DO PÓ QUASICRISTALINO

3.5.1 Difração de Raios X

Para comprovar a obtenção do quasicristal de (Al62.2Cu25.5Fe12.3), utilizamos a difração de raios X com o difratômetro SHIMADZU XRD - 7000. Foi empregada a radiação CuKα, cujo comprimento de onda é λ = 1,5406Å. Os ensaios foram realizados à temperatura ambiente, ou seja, 298K, com tensão de 40KV, corrente de 30mA, passo de 0,01°, tempo por passo de 3s e o ângulo 2θ variando de 20 à 60 graus.

3.5.2 Microscopia Eletrônica de Varredura

Para fazer análise do estudo da morfologia do pó quasicristalino, utilizamos um microscópio eletrônico de varredura JEOL JSM-5900, do Laboratório de Microscopia Eletrônica da DF - UFPE.

As imagens foram obtidas utilizando-se uma distância focal (WD) de 10 mm, uma tensão de 16kV e o spot size que variou entre 100 e 350. Já que o quasicristal funciona como um isolante elétrico, o pó quasicristalino foi metalizado com uma camada de 20nm de ouro com o equipamento BAL-TEC SCD 050 do Laboratório de Microscopia Eletrônica do DF - UFPE.

3.6 CARACTERIZAÇÃO DOS COMPÓSITOS QC/EPÓXI

3.6.1 Ensaio de Microabrasão

Assim como descrito em CUNHA (2012), o ensaio de desgaste executado foi de microabrasão e foram realizados em um equipamento do tipo esfera livre. Nesse equipamento, a amostra é fixada num suporte anexado a uma célula de carga que mede a força normal do teste enquanto uma esfera gira sobre a amostra sob rotação de um eixo motor. A esfera de teste utilizada, foi de aço AISI 52100 com diâmetro de 20 mm e sendo devidamente limpa antes de cada ensaio.

Como fluido abrasivo, utilizamos uma solução de partículas abrasivas de sílica em suspenção e água destilada a uma concentração de 0,25 g de abrasivo por cm³ de água, ou 20 % em massa. Tal proporção é considerada baixa até um limite de 1,0 g por de água, de acordo (TREZONA; ALLSOPP; HUTCHINGS, 1999), sendo utilizada dessa forma para que as partículas abrasivas tenham maior facilidade de deslizar contra as amostras. O fluido abrasivo foi

(44)

agitado continuamente durante cada teste, prevenindo a decantação de partículas abrasivas e com o auxílio de uma bomba peristáltica de vazão regulável a vazão foi ajustada para uma gota a cada 3 segundos. A rotação do eixo, fixada em 150 rpm, ocasionando uma velocidade entre a superfície da esfera e a amostra de 0,10 .

Figura 3.3: Representação esquemática de funcionamento do ensaio de microabrasão.

A massa da esfera, a inclinação da mesa do porta-amostra, e a posição do conjunto em relação ao eixo motor, determinam a força normal aplicada durante os ensaios (RUTHERFORD; HUTCHINGS, 1996). A célula de carga mede a força normal aplicada e foi mantida entre 175 e 204 mN.

No ensaio de microabrasão por esfera livre identifica-se que o desgaste produzido (calota) reproduz a geometria da esfera que a originou. Como nossas amostras não tinham revestimento, o volume total de desgaste (V) é igual ao volume do substrato que pode ser obtido pelos parâmetros geométricos da calota desgastada (KUSANO; VAN ACKER; HUTCHINGS, 2004). O Vs pode ser encontrado pela equação (3.1).

(3.

1)

Célula de Carga Amostra

Eixo Motor Abrasivo

(45)

Sendo, a o diâmetro interno da calota de desgaste e o diâmetro da esfera.

(3.2)

O valor de V pode ser expresso em função da distância total de deslizamento, S, e da força normal de contato, N, por um simples modelo relativo ao desgaste abrasivo, que é equivalente a equação de Archard para desgaste por deslizamento (RUTHERFORD et al, 1997).

(3.3)

Deste modo temos:

(3.4)

O coeficiente de desgaste dimensional é representado por k cuja unidade é dada em m³.(N.m)-1 (Trezona et al, 1999), V o volume de material desgastado, S a distância deslizada (S) e N a força normal sobre o contato. Portanto, substituindo a Equação (3.1) na Equação (3.4) temos uma expressão para o coeficiente de desgaste dimensional (k) em função da geometria da calota desgastada (b), diâmetro da esfera livre (Øe) e das variáveis do ensaio, distância percorrida (S) e da força normal sobre o contato (N) que é ilustrada a expressão abaixo (CUNHA, 2012).

(3.5)

Foram realizados 3 ensaios para cada amostra de compósito de matriz époxi e quasicristal (AlCuFe) e de cada um destes valores de k foi utilizado para os cálculos do coeficiente médio de desgaste. Cada calota foi executada com o tempo de 8 a 11 minutos, sendo que o primeiro passe de 2 minutos e os demais com intervalos de 1 minuto. O coeficiente de desgaste dimensional foi calculado no regime permanente, ou seja, quando a variação dimensional de (k) apresentou índices inferiores a 10% ao longo do tempo de ensaio.

(46)

3.6.2 Ensaio de Interferometria e Topografia

Através do ensaio de microabrasão por esfera livre, obtemos uma cratera de desgaste, onde identificamos a forma através da técnica de interferometria a laser 3D. O equipamento utilizado foi o UBM-MicroFocus Expert IV do LTM - UFU. Com o auxílio do software, Digital Surf Mountains Map Universal, executamos a análise da cratera.

Dentre os parâmetros de ensaio, utilizamos uma densidade de 1000 x 100 pontos por milímetro, taxa de medição de 250 pts/s e área de medição de 3,0 por 3,0 mm nas crateras produzidas durante o ensaio de microabrasão com o abrasivo .

3.6.3 Microscopia Eletrônica de Varredura e Espectroscopia Dispersiva de Raios X (EDS)

Para fazer uma melhor análise da superfície das amostra após o ensaio de microabrasão e interferometria, utilizamos um microscópio eletrônico de varredura JEOL JSM-5900, do Laboratório de Microscopia Eletrônica da DF - UFPE.

As imagens foram obtidas utilizando-se uma distância focal (WD) de 10 mm, uma tensão de 16kV e o spot size que variou entre 100 e 350. Para isso, as amostras foram devidamente metalizadas com uma camada de 20nm de ouro no equipamento BAL-TEC SCD 050 no Laboratório de Microscopia Eletrônica do DF - UFPE.

Para visualizar as calotas utilizamos o microscópio eletrônico de varredura HITASHI TM3000 com EDS acoplado, distância focal de 4,4 a 5,7 mm, tensão 15kV do Laboratório de Caracterização Microestruturas DEMEC – UFPE.

A microscopia eletrônica de varredura foi importante para o acompanhamento da distribuição das partículas ao longo da matriz e verificarmos o tipo de desgaste que tivemos nas amostras submetidas ao ensaio de microabrasão por esfera livre.

3.6.4 Ensaio de Molhabilidade

O ensaio de molhabilidade foi realizado no Laboratório de Polímeros não convencionais DF – UFPE com o auxílio do instrumento de medição angular CAM 100 Contact (KSV, Finland). O equipamento utilizado é composto por uma pipeta de volume regulável, luz fixa e um aparato para a amostra. Foram realizadas 10 medições em cada gota que foram depositadas

(47)

em cinco regiões diferentes de cada amostra de compósito. O líquido utilizado foi água deionizada.

A gota utilizada foi de aproximadamente 4μl. Após ser depositada na superfície dos corpos de prova, aguardou-se um tempo de 5 segundos para a estabilização da mesma na superfície e em seguida a imagem foi registrada.

As imagens foram analisadas para medição dos ângulos de contatos no software CAM 200 Optical Contact Angle Meter.

3.6.5 Ensaio de Rugosidade

Os ensaios foram realizados no Compolab da UFPE utilizando um microscópio com focal laser Imager Z2m. As superfícies foram analisadas após o lixamento padronizado, indicado no item 3.4, para todas as amostras. O parâmetro de rugosidade obtido foi o “Ra”, ou seja, a rugosidade média. Foram realizadas quatro medições em cada amostra, em áreas distintas de 947μm x 250μm.

(48)

4. RESULTADOS E DISCUSSÕES

4.1 CARACTERIZAÇÃO DO PÓ QUASICRISTALINO

4.1.1 Difratogramas de Raio-X

Na Figura 4.1, são apresentados os difrtogramas de raio x, nos quais pode-se identificar uma fase β que trata-se de uma solução sólida, composição Al50-x(Cu,Fe)50+x. A estrutura da fase β pertence a um grupo espacial Pm_3m (estrutura tipo CsCl) e seu parâmetro de rede é de aproximadamente 2,9Å. Segundo (BONHOMME et al., 2005) a fase β poderá ser minimizada ou até eliminada caso o processo de obtenção forneça condições termodinâmicas suficientes para a liga tornar-se completamente quasicristalina. Como observado na Figura 4.1, a fase quasicristalina (ψ) mostra-se predominante na liga após tratamento térmico a 750°C por 24h . Porém, podemos perceber a existência da fase Al(Fe,Cu)-(β). Mas segundo DUBOIS (1998), a fase cristalina β e a quasicristalina ψ são fases próximas e quando esta se encontra em pequena quantidade, menos de 1%, de modo geral não interfere nas propriedades quasicristalinas da liga.

Figura 4.1 – DRX da liga Al62,2Cu25,5Fe12,3 quasicristalina, tratada termicamente.

20 25 30 35 40 45 50 400 500 600 700 800 900 1000 In te n s ida d e 2(Graus) ψ ψ ψ ψ β