I DESENVOLVIMENTO DE METODOLOGIA PARA IDENTIFICAÇÃO DO LIMITE DE ESCOAMENTO EM TERMOPLÁSTICOS SEMICRISTALINOS Lays de Medeiros Branco Projeto de Graduação apresentado ao Curso de Engenharia de Materiais da Escola Politécnica, Universidade Federal do Rio de Janeiro, como parte dos requisitos necessários à obtenção do título de Engenheiro de Materiais. Orientador (a): Marysilvia Ferreira da Costa Rio de Janeiro Março 2015
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Transcript
I
DESENVOLVIMENTO DE METODOLOGIA PARA IDENTIFICAÇÃO D O LIMITE
DE ESCOAMENTO EM TERMOPLÁSTICOS SEMICRISTALINOS
Lays de Medeiros Branco
Projeto de Graduação apresentado
ao Curso de Engenharia de
Materiais da Escola Politécnica,
Universidade Federal do Rio de
Janeiro, como parte dos requisitos
necessários à obtenção do título
de Engenheiro de Materiais.
Orientador (a): Marysilvia Ferreira da Costa
Rio de Janeiro
Março 2015
II
DESENVOLVIMENTO DE METODOLOGIA PARA IDENTIFICAÇÃO DO LIMITE DE
ESCOAMENTO EM TERMOPLÁSTICOS SEMICRISTALINOS
Lays de Medeiros Branco
PROJETO DE GRADUAÇÃO APRESENTADO AO CURSO DE ENGENHARIA DE
MATERIAIS DA ESCOLA POLITÉCNICA, UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO DE
JANEIRO, COMO PARTE DOS REQUISITOS NECESSÁRIOS À OBTENÇÃO DO
TÍTULO DE ENGENHEIRO.
Examinado por:
RIO DE JANEIRO, RJ – BRASIL
MARÇO 2015
III
Branco, Lays de Medeiros.
Desenvolvimento de Metodologia para Identificação do
Limite de Escoamento em Termoplásticos Semicristalinos/
Lays de Medeiros Branco. – Rio de Janeiro: UFRJ/Escola
Politécnica, 2015.
XIII, 53,: il.; 29,7 cm.
Orientadora: Marysilvia Ferreira da Costa
Projeto de Graduação – UFRJ / POLI / Engenharia de
Materiais, 2015.
Referências Bibliográficas: p 66-68.
1.Limite de escoamento. 2. PVDF e PE. 3. Teste Cíclico. I.
Costa, Marysilvia Ferreira da. II. Universidade Federal do Rio
de Janeiro, UFRJ, Engenharia de Materiais. III.
Desenvolvimento de Metodologia para Identificação do Limite
de Escoamento em Termoplásticos Semicristalinos.
IV
À Penha, José, Brenno e
Ana (in memoriam).
V
AGRADECIMENTOS
Primeiramente agradeço aos meus pais, pelo apoio, compreensão, dedicação, e por
terem sido meus pilares nesta caminhada.
A todos que considero minha família, pela torcida, carinho e zelo que sempre tiveram
por mim.
Aos amigos que o Fundão me presenteou, especialmente Breno, Douglas, Bárbara,
Felipe, João, Marina, Bianca e Clara meu sincero muito obrigada, por terem me
proporcionado momentos inesquecíveis.
Aos amigos espalhados pelo mundo por reafirmarem dia a dia que amor, carinho,
cumplicidade independe de distância.
Ao meu orientador acadêmico, José Pontes, por sempre ter sido atencioso e
prestativo durante esta jornada.
Ao corpo docente da Metalmat e a todos os professores que passaram pela minha
vida, pelos ensinamentos passados contribuindo para a minha formação.
À minha professora orientadora, Marysilvia, pela paciência, compreensão, solicitude
e ensinamentos compartilhados durante a elaboração deste projeto.
À toda equipe do LabPol, especialmente à Luíza, que esteve sempre prestativa a me
ajudar nos ensaios, sendo fundamental para a realização deste trabalho, ao Agmar, pelas
boas discussões teóricas, e ao Geovanio, pelas dicas.
A todos, o meu muito obrigado!
Lays.
VI
Resumo do Projeto de Graduação apresentado ao DEMM/EP/UFRJ como parte
integrante dos requisitos necessários para a obtenção do grau de Engenheiro de
Materiais
DESENVOLVIMENTO DE METODOLOGIA PARA IDENTIFICAÇÃO DO
LIMITE DE ESCOAMENTO EM TERMOPLÁSTICOS SEMICRISTALINOS
Lays de Medeiros Branco
Março/2015
Orientador: Marysilvia Ferreira da Costa
Curso: Engenharia de Materiais
Este trabalho visa avaliar a tensão limite de escoamento de dois polímeros
termoplásticos semicristalinos - polietileno de baixa densidade (PEBD) e poli(fluoreto
de vinilideno) (PVDF) – através da aplicação de metodologia de ensaio por ciclagem
em tração, em deformações distintas. Corpos de prova dos dois materiais foram
preparados segundo norma ASTM D638 para ensaio de tração. A partir das curvas
resultantes obtidas, foram selecionadas quatro deformações, nas regiões de
comportamento elástico e viscoelástico, que serviram de parâmetros para os ensaios
cíclicos. Os ciclos foram repetidos até que o corpo de prova não retornasse à sua
deformação original, definindo assim qual a deformação máxima que os materiais
avaliados podem ser submetidos antes de apresentarem deformação plástica residual,
da qual se obtém a tensão limite de escoamento. Foi avaliada a influência da
velocidade do ensaio de tração no comportamento cíclico dos materiais, tomando-se
curvas nas velocidades 5 mm.min-1 e 10 mm.min-1. Os resultados mostraram que a
metodologia adotada foi válida, e que o PVDF não apresentou sensibilidade à
mudança de velocidade de ensaio empregada no trabalho.
Palavras-chave: Limite de escoamento, Polietileno, Poli(Fluoreto de Vinilideno), Teste
Cíclico
VII
Abstract of Undergraduate Project presented to DEMM/EP/UFRJ as a partial fulfillment
of the requirements for the degree of Materials Engineer
METHODOLOGY DEVELOPMENT FOR YIELD STRENGTH IDENTIFICATION
IN SEMI-CRYSTALLINE THERMOPLASTICS
Lays de Medeiros Branco
March/2015
Advisor: Marysilvia Ferreira da Costa
Course: Materials Engineering
This project evaluates the use of a methodology based on cyclic tensile testing
to estimate the yield strength of thermoplastic semi-crystalline polymers. Specimens for
tensile test of two different polymers – low density polyethylene and polyvinylidene
fluoride - were made according to ASTM D638. Using the stress-strain curves attained,
four strains levels in the elastic and viscoelastic zones were use as parameters to the
cyclic tests. This cycle was repeated until the specimen did not return to its original
strain, thus defining the maximum strain that the evaluated polymer can be submitted
before displaying residual plastic strain, from which the yield strength can be obtained.
The influence of the strain rate in the cyclic behavior of the materials was evaluated, by
using stress rates of 5 mm.min-1 and 10 mm.min-1. The results showed that the adopted
methodology was successful, and also that the use of different stress rates did not
influence the results obtained for the PVDF.
Keywords: Yield Strength, Poly (Vinylydene Fluoride), Polyethylene, Cyclic Test
Tabela 16 - Dados obtidos a partir dos testes cíclicos na velocidade de 10 mm.min-1
do PVDF ................................................................................................................... 59
Tabela 17 - Comparação entre a tensão de limite de escoamento obtida pelo ensaio
de tração e teste cíclico. ........................................................................................... 61
14
1. INTRODUÇÃO
O avanço tecnológico requer o desenvolvimento e o aperfeiçoamento dos materiais,
neste sentido o surgimento dos polímeros como material alternativo no último século foi um
dos responsáveis por grande parte das mudanças tecnológicas elaboradas pelo Homem. [1]
Vantagens como facilidade de fabricação, devido à sua fácil moldagem permitindo a
produção seriada de peças complexas; razoável relação resistência por peso, permitindo
seu manuseio mais fácil, resistência à corrosão; isolantes elétricos e térmicos; menor custo
de produção em relação aos materiais tradicionais são alguns dos fatores que levaram ao
desenvolvimento de polímeros para a utilização na indústria.
Como todos os produtos desenvolvidos de certa forma são aplicados ao cotidiano
humano, todos os riscos devem ser bem estudados e mitigados, sendo assim de suma
importância o estudo do comportamento dos materiais utilizados na engenharia.
Este trabalho visou analisar dois polímeros com propriedades distintas, o Polietileno
(PE) e o Poli(fluoreto de vinilideno) (PVDF), afim de melhor compreendê-los, e com isso
aperfeiçoar sua aplicação na engenharia. O PE é um polímero bastante utilizado no
cotidiano das pessoas, estando presentes nas sacolas plásticas, baldes, brinquedos, potes
para alimentos, dentre outros. Já o PVDF é um polímero pertencente ao grupo dos materiais
avançados sendo utilizados no setor de óleo e gás como, por exemplo, nos risers, nas
energias alternativas como nas baterias de veículos híbridos e elétricos, dentre outros.
15
2. OBJETIVO
A finalidade deste trabalho é aplicar metodologia de ensaio por ciclagem em tração,
em diferentes deformações, para identificar a tensão limite de escoamento em dois
polímeros termoplásticos semicristalinos de propriedades físicas distintas, sendo eles o
polietileno de baixa densidade (PEBD) e o poli(fluoreto de vinilideno) (PVDF), afim de
compará-los.
3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
3.1 Polietileno
O polietileno é o plástico mais produzido no mundo, no qual lidamos todos os dias,
devido ao seu uso quase ilimitado. Tal polímero pode ser transformado em produtos macios
e flexíveis ou robustos, duros e sólidos, de todas as dimensões, das formas mais simples às
mais complexas.[2]
São utilizados em equipamentos da vida cotidiana, em embalagens, tubos,
brinquedos, filmes para alimentos, garrafas descartáveis, sacos de lixos, ou seja, nos
produtos mais diversificados. O PE é um bom isolante, resistente aos produtos cáusticos e é
quase inquebrável, é um material leve e pode ser transformado sem problemas em vários
tipos de objetos.[2]
O PE foi primeiramente sintetizado pelo cientista alemão Hans Von Pechmann, que o
preparou acidentalmente em 1898, durante um processo de aquecimento do diazometano.
Quando seus colegas, Eugen Bamberger e Friedrich Tschirner, caracterizaram a substância
branca e cerosa que ele havia obtido, eles reconheceram que continha longas cadeias de –
CH2– e o chamou de polimetileno.[3]
A primeira síntese prática de PE na indústria foi descoberta, novamente
acidentalmente, em 1933, por Eric Fawcett e Reginald Gibson na Imperial Chemical
Industries (ICI) em Northwich, Inglaterra. Após aplicação de uma pressão extremamente
alta a uma mistura de etileno e benzaldeído, eles também produziram um material ceroso
branco. [3]
3.1.1 Estrutura molecular do polietileno
O PE é um polímero semicristalino, não tóxico, podendo ser usados em contato com
produtos alimentícios. Suas propriedades são fortemente influenciadas pela proporção de
fases amorfas e cristalinas presentes. São inertes à maioria dos produtos químicos comuns,
por apresentar alto peso molecular, estrutura parcialmente cristalina e natureza parafínica. [4]
16
A estrutura molecular do PE, na sua forma mais simples, consiste em longa cadeia
principal constituída de átomos de carbono ligados covalentemente e a cada carbono está
acoplado um par de átomos de hidrogênio, cada cadeia é finalizada por um grupo metila,
como ilustrado na figura 3.1. [5]
Figura 3.1 - Estrutura molecular do PE puro [5]
A resina de PE é constituída de alcanos com a fórmula molecular C2nH4n-2,
onde n é o grau de polimerização, ou seja, o número de monômeros de etilenos
polimerizados formando a cadeia. Ao contrário dos materiais orgânicos convencionais, as
resinas de PE, assim como a grande maioria dos polímeros comerciais, não consistem de
moléculas idênticas, mas sim cadeias com uma gama de comprimentos de sua cadeia
principal. Tipicamente, o grau de polimerização é bem superior a 100 podendo ser tão
elevada como 250.000 ou mais, o que corresponde massas moleculares que variam de
1.400 a mais de 3.500.000 g/mol. As moléculas de PE podem ser ramificadas em vários
graus, figura 3.2, e conter pequenas quantidades de saturações. [5]
Dependendo das condições reacionais e do sistema catalítico utilizado na
polimerização o polímero formado poderá ter massas moleculares diferentes, ramificações
em quantidade e tamanhos distintos, afetando com isso o grau de cristalinidade e as
propriedades do mesmo. Dentre os vários tipos de polietilenos temos:
- Polietileno de baixa densidade (PEBD ou LDPE)
- Polietileno de alta densidade (PEAD ou HDPE)
- Polietileno linear de baixa densidade (PELBD ou LLDPE)
- Polietileno de ultra alto peso molecular (PEUAPM ou UHMWPE)
- Polietileno de ultra baixa densidade (PEUBD ou ULDPE)
17
Figura 3.2 - Tipos de Polietileno [6]
3.1.2 Escalas da estrutura molecular do polietileno
A estrutura do PE pode ser descrita em diferentes escalas desde a macromolécula a
amostras macroscópicas. Pode-se fazer a distinção da estrutura molecular do PE em 5
escalas, como representado esquematicamente na figura 3.3: logo após as reações de
sínteses do polímero; a estrutura conformacional, ou seja, o arranjo espacial da cadeia
macromolecular; a escala das fases amorfas e cristalinas; a escala microscópica que se
constitui na organização entre as fases sobre a forma de esferulitos; e por último a escala
da amostra macroscópica.[7]
Figura 3.3 - Representação das diferentes escalas estruturais de um material polimérico
semicristalino [adaptado de 7]
A estrutura planar do PE apresenta conformação zigzag, ilustrado na figura 3.4, com comprimento das ligações de carbono com cerca de 1,54 x 10-7µm e ângulo de ligação entre os mesmos de 109,5°. [8]
Figura 3.4 - Conformação zig zag planar do Polietileno [8]
18
- Estrutura conformacional (segunda escala)
Na figura 3.5 tem-se a representação dos tipos de conformação molecular que os
meros do PE podem adotar, por meio das possibilidades de rotações dos grupamentos em
torno das ligações covalentes, figura 3.5 a e b, as energias potenciais que são requeridas
por cada tipo de conformação, figura 3.5c.
A cadeia macromolecular é caracterizada por uma conformação local que
corresponde à orientação relativa dos segmentos e dos grupos laterais das cadeias, e por
uma conformação global, que para o PE pode ser do tipo novelo aleatório, figura 3.5d, ou
zigzag planar, figura 3.5e.[7]
Figura 3.5 - Representação conformacional molecular do Polietileno. a e b) Possibilidades de rotação do grupamentos em torno das ligações covalentes; c) Curva de energia potencial versus
ângulo referente à cada tipo de conformação; d) Representação de um novelo aleatório; e e) Conformação zigzag planar.[7]
- Estrutura das fases amorfas e cristalinas (terceira escala)
A forma amorfa é caracterizada pela ausência de ordem à grande distância, ou seja,
pode existir certa ordem apenas com os primeiros vizinhos. A agitação térmica leva ao
aparecimento e desaparecimento de ordens contínuas. No estado amorfo, macromoléculas
lineares são incorporadas de maneira complexa e seu comportamento depende fortemente
da sua temperatura de transição vítrea (Tg). Em temperaturas acima de sua Tg, elas adotam
uma conformação de novelo aleatório, se resfriado o polímero passa para o seu estado
vítreo, esta transformação é conhecida como transição vítrea.[7]
19
Em seguida a cristalização, as cadeias macromoleculares regulares se organizam e
dobram-se para formar lamelas, figura 3.7. As lamelas tem uma espessura típica cerca de
10 nm, e tendem a acumular-se durante a cristalização para formar pacotes de lâminas, ou
fibrilas. Assim uma cadeia de polímero pode participar de várias lamelas. [9]
A estrutura cristalina do PE é constituída pela junção periódica das cadeias de
maneira regular, ligadas entre elas por ligações fracas de Van der Waals. A conformação
mais estável é uma rede ortorrômbica, como ilustrada na figura 3.6, de parâmetros
determinados por Bunn em 1939 com a = 0,740nm, b = 0.493nm e c = 0.253nm, é a mais
comumente encontrada. [7]
Figura 3.6 - Representação da rede cristalina encontrada no Polietileno [7]
Figura 3.7 - Representação de uma morfologia semicristalina [9]
20
- Arranjo dos cristais e da fase amorfa (Quarta escala)
Em polímeros cristalizados a partir do estado fundido como o PE, as lamelas
cristalinas juntamente com a fase amorfa se organizam em arranjos semicristalinos onde os
tamanhos podem variar de um micrômetro a milímetros. O mais comumente encontrado são
os chamados esferulitos, figura 3.8. [7]
O esferulito é o arranjo policristalino, constituído de lamelas cristalinas radiais
separadas pela fase amorfa, elas crescem a partir do seu centro com uma simetria esférica
até entrar em contato entre eles, de forma a ocupar todo o espaço disponível. O eixo radial
corresponde à direção cristalográfica de crescimento, sendo no caso do PE, o eixo b da
rede ortorrômbica, figura 3.6. [7]
Figura 3.8 - Representação de um esferulito e sua fotografia por microscópio óptico de luz
polarizada de um Polietileno [adaptado de 7]
3.2 Poli (Fluoreto de Vinilideno)
O Poli(Fluoreto de Vinilideno), mais conhecido como PVDF, é um fluoropolímero
termoplástico semicristalino bastante utilizado na engenharia devido às suas excelentes
propriedades mecânicas, à sua boa resistência às solicitações em severas condições
ambientais, e boas propriedades químicas, piezoelétricas, piroelétricas, além de estabilidade
elétrica e térmica.[11, 10]
O alto nível de cristalinidade intrínseca, próxima aos 60%, confere ao PVDF rigidez e
resistência e propriedades de resistência à fluência.[12]
21
O PVDF é um polímero de alto valor agregado e essencial a diversos setores como
transporte; energias alternativas como nas baterias de veículos híbridos e elétricos;
eletrônicos na estocagem de energia dos aparelhos; filtração de água estando presente nas
membranas dos equipamentos de purificação de águas usadas; e também na extração de
petróleo.[13]
3.2.1 Estrutura Molecular do PVDF
O PVDF é um fluoropolímero de cadeia linear com alternância de dois grupos, o CH2
e o CF2, sendo formado por adição do polímero 1,1- difluoretileno, comumente conhecido
como fluoreto de vinilideno, com unidade repetitiva –[CH2- CF2]n –, ilustrado na figura 3.9. [11]
Figura 3.9 - Estrutura molecular do PVDF
Sua estrutura apresenta peculiaridades no qual origina excelentes propriedades
como citadas acima. Uma de suas características é a presença do polimorfismo, ou seja,
apresenta diferentes formas cristalinas. O PVDF pode cristalizar em ao menos cinco fases
cristalinas distintas chamadas de α, β, γ, δ e ε, sendo α, β e γ as mais frequentes, e que
serão abordadas posteriormente.[14]
3.2.2 Polimerização do PVDF
Os processos comerciais de polimerização envolvem geralmente dois métodos,
emulsão e suspensão, usando radicais livres como iniciadores em meio aquoso. O método
de suspensão produz PVDF com estrutura de cadeia “cabeça-cauda”, sendo cabeça o
grupamento CF2 e a cauda CH2, resultando em alta cristalinidade, alta temperatura de fusão
e melhores propriedades mecânicas em elevadas temperaturas.[15]
22
Somente estes dois métodos de polimerização são comercialmente praticados, pois
a água fornece uma dissipação de calor suficiente para a grande liberação de calor
associado à polimerização do fluoreto de vinilideno (VDF). [16]
A seguir têm-se as reações das etapas de polimerização do PVDF. A etapa de
iniciação da polimerização por adição do PVDF é ilustrada na figura 3.10.
Figura 3.10 - Etapa de iniciação da polimerização do PVDF [adaptado de 15]
A reação de polimerização pode ser iniciada por um radical livre, proveniente da
decomposição térmica do peróxido de benzoíla: [16]
RO OR → 2RO (1)
Em seguida, geralmente, há reação do radical livre com a molécula de fluoreto de
vinilideno, ocorrendo à etapa de iniciação:
RO + CH2=FH2 → RO CH2CF2 (2)
Então dá se o início do processo de crescimento da cadeia polimérica chamada de
etapa de propagação da cadeia:
RO CH2 CF2 + CH2=CF2
→ RO CH2 CF2 CH2 CF2 (3)
CH2 CF2 CH2 CF2 + CH2=CF2
→ CH2 CF2 CH2 CF2 CH2 CF2
A reação acima é um exemplo de uma polimerização por adição do PVDF
originando uma cadeia polimérica do tipo “cabeça-cauda”, a estrutura que prevalece nas
cadeias poliméricas . Porém a propagação também pode originar estrutura “cabeça-cabeça”
(-CH2-CF2-CF2-CH2), “cauda-cauda” (-CF2-CH2-CH2-CF2) e “cauda-cabeça” sendo
consideradas defeitos, logo interferindo na propriedade do material. A escala comercial
exibe uma gama de 3-7 mol. % de tais defeitos estruturais. [9,16]
23
A terminação do crescimento da cadeia polimérica pode ocorrer por combinação do
crescimento de duas cadeias ou por capturação do átomo de hidrogênio proveniente de um
bom doador de hidrogênio como álcool isopropílico (RH): [16]
CH2 CF2 CH2 CF2 CH2 CF2 + RH (4)
→ CH2 CF2 CH2 CF2 CH2 CF2H + R
As fases cristalinas citadas acima, presentes no polimorfismo do PVDF, são
formadas dependendo das condições de processos adotadas na polimerização. A
cristalinidade do PVDF aumenta significativamente na primeira semana após o
processamento e tem uma estabilidade após quatro semanas. Este fenômeno aumenta a
cristalinidade em até 65% e resulta em tensão interna e numa potencial tensão para
formação de trinca.[15]
O PVDF apresenta temperatura de processamento entre 200-260 °C e temperatura
contínua em serviço de até 150°C.[15]
3.2.3 Estruturas Cristalinas do PVDF
Como citado no início do capítulo o PVDF apresenta polimorfismo, podendo
cristalizar em fase α, β, γ, δ e ε, sendo seu surgimento favorecido dependendo das
condições de cristalização. Estas diferentes formas são fundamentais para as propriedades
singulares e rica microestrutura apresentada pelo PVDF.
O polimorfismo está diretamente relacionado com a interação dos raios do flúor,
ligeiramente maior, cerca de 1,35°A versus do hidrogênio, cerca de 1,2°A.[17] As
conformações das cadeias, que serão abordadas a seguir, descrevem as estruturas
cristalinas apresentadas pelo PVDF.
A conformação molecular pode ser em escala local, interações entre átomos e
grupos não ligados, sendo resultante das possibilidades de rotação em torno das ligações
covalentes levando em conta o impedimento estérico, figura 3.11. E em escala global, das
cadeias, está relacionado à disposição dos átomos de carbono constituindo o arranjo da
cadeia principal, e também das interações intramoleculares ou de interações
intermoleculares.[9]
24
Figura 3.11 - Representação simplificada da rotação de um grupamento em torno de uma ligação covalente simples [9]
3.2.1.1 Conformação das cadeias do PVDF
O PVDF pode apresentar três tipos de conformação de cadeias, figura 3.12:
• Trans-trans (TT), ilustrado na figura 3.12a, nesta conformação o impedimento estérico e as interações entre dipolos provenientes da distribuição linear e paralela de grupamento CF2 conferem a ela fortes interações intramoleculares.
• Trans-gauche e trans-gauche’ (TGTG’), figura 3.12b, é a conformação que possui a mais baixa energia potencial dentre as conformações existente no PVDF.
• Trans-trans-trans gauche e Trans-trans-trans gauche’ (T3GT3G’), figura 3.12c, foi a mais difícil de ser descoberta e por muito tempo foi considerada uma conformação TT contendo defeitos.
Figura 3.12 - Representação dos tipos de conformação de cadeias do PVDF [16]
25
3.2.1.2 Fases cristalinas do PVDF
Na figura 3.13 tem-se a representação esquemática das 3 fases (α, β e γ) mais
conhecidas do PVDF que serão descritas sucintamente nesta seção.
Figura 3.13 - Representação esquemática das fases α, β e γ do PVDF [adaptado de 18]
• Fase α ou II
A fase α, figura 3.13a, é a forma mais comum do PVDF e a mais estável
termodinamicamente.[14] É geralmente obtida por cristalização do polímero fundido resfriado
moderadamente ou rapidamente a uma temperatura inferior a 160°C, podendo também ser
obtida por cristalização a partir de solução de xileno/acetona, de monoclorobenzeno e de
dimetilformamida (DMF)[9]
Apresenta rede cristalina ortorrômbica de dimensões a = 0,496 nm, b = 0,964 nm e c
= 0,462 nm, ilustrada na figura 3.14, possuindo conformação segundo um encadeamento do
tipo TGTG’, trans-gauche, figura 3.12b. Como sua célula elementar possui duas cadeias que
apresentam momentos dipolares perpendiculares ao eixo c e anti-paralelo, a fase α é
apolar.[9, 16]
É esperado a obtenção de uma alta taxa de cristalinidade devido à regularidade da
cadeia, assim como um tamanho comparável do flúor e do hidrogênio.[9]
26
Figura 3.14 - Rede cristalina da fase α do PVDF [9]
• Fase β ou I
A fase β, figura 3.13b, é a mais intrigante devido às suas propriedades piezoelétricas,
piroelétricas e ferroelétricas no qual pode ser atribuído a sua conformação toda trans (TTT)
zigzag planar da cadeia polimérica.[17, 18]
Esta estrutura não aparece na cristalização do polímero a partir do estado fundido
sob pressão e temperaturas normais. Ela é obtida no estiramento do filme de PVDF,
inicialmente solidificado na fase α, que foi abordada acima, de quatro a cinco vezes do seu
comprimento original a uma temperatura inferior a 80°C.[9]
A malha elementar desta fase é compreendida por duas cadeias em simetria
ortorrômbica de dimensões a = 0,858 nm, b = 0.491, c = 0.256 nm, logo com ângulos α = β =
γ = 90°, figura 3.15. Seu momento dipolar é perpendicular ao eixo c e os momentos de duas
cadeias na célula unitária são superposto, por consequência a fase β é polar.[9, 16]
Figura 3.15 - Representação da rede cristalina da fase β do PVDF [9]
27
• Fase γ ou III
Estudos realizados para efeito de alta pressão sobre a estabilidade destas formas
apresentadas pelo PVDF mostrou que a estrutura da fase γ é uma deformação da fase β,
figura 3.13b.[9]
A fase γ é obtida em soluções de cristalização tais como a dimetilformamida (DMFA),
ou o dimetilsufóxido (DMSO), e o dimetilacetamida (DMA). A cristalização desta fase
começa em temperaturas superiores a 150°C e inferiores a 170°C. [9] O alinhamento
perpendicular das cadeias da fase γ ao eixo das cadeias numa determinada direção resulta
em uma célula polar, como a fase β.[16]
A conformação de suas cadeias é T3GT3G’, é uma conformação intermediária entre
as fases β e α, apresentando rede cristalina monocíclica com parâmetros de rede a = 0,496
nm, b = 0,957 nm, e c = 0,920 nm com ângulo β = 93°, figura 3.16, e densidade volumétrica
de 1,94 g.cm-3, possuindo temperatura de fusão superior as fases β e α.[9, 16]
Figura 3.16 - Projeção da fase γ do PVDF, sendo o círculo preenchido pequeno e grande representam respectivamente os átomos de carbono e flúor, e o circulo não preenchido o átomo de
hidrogênio.[16]
O PVDF sendo um polímero semicristalino apresenta estrutura semelhante ao PE,
visto na seção 3.1.3 deste trabalho, ou seja, possui região amorfa e região cristalina, sendo
a última constituída de lamelas, como esquematizado na figura 3.17a, podendo uma cadeia
polimérica participar de várias lamelas. A espessura e regularidade das lamelas dependem
das condições de cristalização, mas também da rigidez da cadeia, das ramificações e dos
defeitos de emaranhamento, figura 3.17b.[9]
28
Figura 3.17 - a) Representação da organização das lamelas; b) Representação esquemático de um
esferulito [adaptado de 9]
3.3 Comportamento elástico
O comportamento elástico de um sólido é a resposta do material submetido a baixos
valores de tensão onde a deformação associada é reversível e instantânea com a posterior
retirada de tensão. A deformação que o material polimérico apresenta é relativa ao
movimento dos átomos, à distorção do ângulo e do pequeno afastamento intercadeias, pois
a força secundária presente em polímeros é relativamente fraca, ou seja, tal deformação é
oriunda das movimentações de curto alcance, sendo assim reversível.
O limite elástico dos polímeros depende de parâmetros como a natureza das
cadeias, do seu comprimento, dos emaranhados, das interações intercadeia, da taxa de
cristalinidade, do estado da matéria polimérica (vítreo, borrachoso, viscoso), da temperatura
e da velocidade de solicitação. [19]
O comportamento elástico linear perfeito é simbolizado fisicamente por uma mola e
regido pela lei de Hooke, figura 3.18, devido sua resposta instantânea após retirada da
solicitação[20].
Figura 3.18 - Símbolo físico do comportamento linear elástico.[20]
29
3.2 Comportamento viscoelástico
Os materiais poliméricos apresentam, sobre uma gama de temperaturas, um
comportamento chamado de viscoelasticidade.[21]
A viscoelasticidade ocorre quando o polímero apresenta comportamento
intermediário entre um sólido elástico, que submetido a uma tensão adota instantaneamente
uma configuração deformada estável, e um fluido que, submetido à mesma tensão fluirá
indefinidamente. [21, 22]. Ou seja, um material apresentará um comportamento viscoelástico
se os comportamentos de elasticidade e de viscosidade estiverem presentes
simultaneamente.[20]
A fração plástica ocorre devido ao atrito entre as cadeias poliméricas, gerando
retardo na resposta do polímero à solicitação, e consequentemente defasagem entre a
solicitação e a resposta.[22] Tal comportamento está ligado à relaxação de certas
conformações de alta energia sobre o efeito de rearranjo difusionais a curta distância. [21]
O comportamento viscoelástico se traduz por uma resposta reversível, porém em
função de um tempo finito, podendo ser subdividido em um regime linear, para baixas
tensões, seguido de um segundo regime não linear. [21] Este tempo finito é definido como
tempo de relaxação, no qual é o tempo necessário para que as cadeias poliméricas
retornem ao equilíbrio.[22]
O comportamento viscoso é representado fisicamente por um amortecedor, quando
linear, como na figura 3.19a, ou não linear, como na figura 3.19b. A viscosidade é dita pura
se há uma relação biunívoca entre tensão e velocidade de carregamento, sendo linear se o
modelo corresponder à lei de Newton.[20]
Figura 3.19 - Símbolo físico do comportamento viscoso a) Linear, b) Não linear [20]
30
Para esquematizar fisicamente o comportamento viscoelástico utiliza-se a junção da
mola com o amortecedor, a mola representando a parte elástica e o amortecedor
representando a parte viscosa, podendo eles serem conectados em paralelo ou série.
Quando um material é submetido a um nível de tensão a partir de t0, como ilustrado
na figura 3.20a, caso de fluência, ele apresenta uma deformação instantânea, referente à
parte elástica, seguida de uma deformação retardada, ligada à parte viscosa do material,
como visto na figura 3.20b. A partir de t1, quando a solicitação é retirada, o material entra em
processo de retorno ao seu estado inicial, recuperação instantânea seguida de recuperação
atrasada.
Figura 3.20 - a) Representação de uma tensão aplicada a um polímero; b) Representação da resposta de um polímero a uma solicitação onda quadrada [20]
Na figura 3.21 tem-se o esquema detalhado do comportamento viscoelástico de um
polímero genérico, identificando a contribuição da parte elástica e viscosa quando o mesmo
é submetido a um nível de tensão constante durante certo espaço de tempo.
31
Figura 3.21 - Fluência de um material viscoelástico [adaptado de 23]
3.2.1 Viscoelasticidade linear
Estando o polímero dentro da região de comportamento viscoelástico, a tensão
atuante sobre o material é dependente de todo o histórico de deformação, e por analogia as
leis de Hooke e de Newton, se a resposta (deformação) for proporcional à solicitação
(tensão), tal comportamento viscoeslástico é chamado de comportamento viscoelástico
linear.[24]
A linearidade do comportamento se traduz pelo princípio de superposição de
Boltzman, que diz, que se supormos dois históricos de solicitações, a resposta é a
superposição das respostas, figura 3.22.[20]
32
Figura 3.22 - Princípio de Superposição de Boltzmann [adaptado de 23]
Diferentes modelos podem ser propostos para descrever fisicamente o
comportamento de um polímero. A seguir serão abordados os dois mais simples, mola
(elástica) e amortecedor (viscoso) em série e em paralelo.
3.2.2 Modelo de Maxwell
O modelo proposto por Maxwell apresenta a mola e o amortecedor agrupado em
série, como ilustrado na figura 3.23a.[23]
O sistema sofre a solicitação de uma tensão (σ), sendo a mola submetido a uma
tensão σ1 tendo como resposta uma deformação ε1. O mesmo ocorre com amortecedor.
com uma tensão σ2 gerando uma deformação ε2. Como o sistema está em série temos que,
σ = σ1 = σ2 e a deformação total equivale a soma das deformações, ou seja, ε = ε1 + ε2.[23]
Como σ1 é proveninete da parte elástica ela é regida pela lei de Hooke, logo temos
que σ = σ1 = E ε1, sendo E módulo elástico da mola. Já a parte viscosa do polímero é regida
pela lei de Newton, logo temos que σ = σ2 = η �����
, sendo η coeficiente de amortecimento do
amortecedor.[23]
Para o sistema temos que:
• σ = σ1 = σ2
• ε = ε1 + ε2
• σ1 = E ε1
33
• σ2 = η �����
Diferenciando a equação da defomação temos:
��
��=
���
��+
���
�� (1)
Com isso temos que a equação constitutiva do modelo de Maxwell é dada por:
��
��=
�
��
��+
�
� (2)
Figura 3.23 - a) Esquema do modelo de Maxwell; b) Resposta do modelo de Maxwell a uma solicitação [adaptado de 20 e 22]
Na figura 3.23b temos a resposta do modelo de Maxwell a uma tensão, em 1 temos a
deformação elástica instantânea referente à mola; em 2 observa-se a deformação plástica
dependente do tempo, referente ao amortecedor; em 3 após retirada da solicitação temos
recuperação elástica instâtanea total ligada à mola e em 4 tem-se a deformação plástica
residual, ou seja, irrecuperável referente ao amortecedor.[22]
3.2.3 Modelo de Voigt
Outro modelo bastante conhecido é proposto por Voigt, no qual os elementos
mecânicos, amortecedor e mola, são montados em paralelo, e tem como particularidade não
apresentar elasticidade instantânea.[20]
Segundo o modelo de Voigt, quando um polímero é submetido a uma tensão
constante por certo período de tempo, estando os elementos mecânicos montados em
paralelo, ele sofrerá deformação elástica atrasada devido à contribuição da componente
34
viscosa, conforme ilustrado em 1 na figura 3.24b. Após a retirada da solicitação ocorre o
processo de recuperação elástica, também atrasada devido à parte viscosa representado
pelo amortecedor, como em 2 na figura 3.24b.[22]
Na figura 3.24b, observa-se a ausência de deformação elástica instantânea e
recuperação elástica total é possível apenas em um espaço de tempo muito longo,
teoricamente infinito.
Figura 3.24 - a) Esquema do modelo proposto por Voigt [adaptado de 23]; b) Resposta do modelo de Voigt a uma solicitação tensão onda quadrada [22]
Fisicamente do modelo temos que:
• � = �� =��
• = � + �
• �� = ��� (Lei de Hooke)
• �� = ����
�� (Lei de Newton)
Após substituições tem-se como equação base:
� = � + ���
�� �
��
��=
�
�−
�
�
3.2.4 Modelos generalizados
Uma das principais deficiências dos modelos acima descritos é considerarem o
processo com apenas um único tempo de relaxação, porém polímeros possuem cadeias
com uma distribuição estatística de tamanhos e distribuição de nós físicos que contribuem
para tempos de relaxação diferentes, segmentos simples e pequenos relaxam muito mais
35
rápido do que longos. Tal condição produz um relaxamento distribuído por um tempo muito
mais longo do que pode ser modelado com precisão com um único tempo de relaxação.[25, 26]
Para obter uma resposta mais eficiente que descrevesse com maior acurácia o
comportamento viscoelástico de um polímero e que levasse em consideração a distribuição
do tempo de relaxação surgiram os modelos generalizados de Maxwell e Voigt.
A resposta do comportamento de fluência de um polímero é melhor representada
pelo modelo de Voigt em série, como na figura 3.25b, e do comportamento de relaxação
pelo modelo de Maxwell em paralelo, como na figura 3.25a.[27] O modelo de Maxwell é o
mais adequado para representar um fluido polimérico, pois o fluxo permanente predomina a
longo prazo, enquanto a resposta de curto prazo é elástica. Já o modelo de Voigt melhor
descreve a natureza de um polímero sólido.[26] Em geral, quanto mais elementos tiver em um
modelo mais preciso será descrever a resposta dos materiais reais.[28]
Figura 3.25 - Modelos viscoelásticos generalizados a) Maxwell; b) Voigt [adaptado de 27]
36
3.3 Comportamento Plástico
A plasticidade é definida pelo comportamento irreversível com dissipação de energia
mecânica independente da velocidade de solicitação ou da duração de sua aplicação,
gerando deformação residual quando a solicitação mecânica é retirada.[29]
A deformação permanente é oriunda do deslizamento entre cadeias do polímero. Tal
deslizamento ocorre preferencialmente nas 4 direções de 45° em relação ao eixo da tensão
aplicada.[19] A plasticidade é assim desencadeada quando a tensão máxima de cisalhamento
no polímero é igual à tensão de cisalhamento crítica característica do material.[23]
Na figura 3.26 tem se o esquema da tensão de cisalhamento em função do plano de
deslizamento, onde x representa o deslocamento da camada superior dos átomos na
direção de delizamento b, no caso dos polímeros o círculo com preenchimento preto faz
analogia à uma molécula supostamente linear e perpendicular ao plano da folha.[23]
Figura 3.26 - Representa o esquema de tensão cisalhante em função do plano de deslizamento [adaptado de 23]
O comportamento plástico é representado fisicamente pelo elemento rígido-plástico
ilustrado na figura 3.27, tal elemento corresponde ao surgimento da deformação
permanente.[20]
Figura 3.27 - Analogia mecânica do comportamento plástico [30]
37
A região plástica do polímero pode apresentar comportamentos como o elástico
perfeitamente plástico, figura 3.28a, que exprime o fato do material ser incapaz de suportar
uma tensão maior que a correspondente à sua tensão de escoamento; e como também o
comportamento elástico-plástico linear que é característico dos materiais capazes de sofrer
endurecimento com a deformação plástica, como ilustrado na figura 3.28b.[20]
Figura 3.28 - Esquematização do comportamento plástico monótono; a) Modelo elástico-perfeitamente plástico; b) Modelo elasto-plástico com endurecimento linear[30]
3.4 Comportamento Viscoplástico
A viscoplasticidade é caracterizada pelo comportamento irreversível com dissipação
de energia mecânica dependente da velocidade de solicitação ou da duração de sua
aplicação, resultando em deformação residual após retirada da solicitação, sendo ela
dependente do histórico do carregamento.[29]
O modelo viscoplástico é representado pela associação em paralelo de um elemento
viscoso com um elemento rígido-plástico, sendo tratado primeiramente por Bingham como
ilustrado na figura 3.29.[30]
38
Figura 3.29 - Modelo de Bigham [30]
A lei de escoamento do modelo de Bigham é dada por ���� =�� + ���
��, onde σy
refere se a tensão de escoamento do material.[30]
No modelo elasto-viscoplástico esquematizado na figura 3.30, observa-se
comportamento elástico para valores de solicitação inferiores a tensão de limite de
escoamento e comportamento viscoplástico para valores de solicitação superiores. No
esquema tem se o modelo de Bigham representando o comportamento a viscoplástico do
material associado em série com uma mola representante do comportamento elástico do
material.[30]
Figura 3.30 - Modelo elasto-viscoplástico.[30]
3.5 Curva de tração de um polímero termoplástico
Na figura 3.31 tem-se a ilustração de uma curva de um polímero termoplástico a
partir de um ensaio de tração. Pode-se observar o comportamento do corpo de prova ao
decorrer do ensaio, constatando-se que o comportamento inicial é quase linear, não
correspondendo necessariamente a um comportamento elástico ideal.[31] Após atingir seu
limite de escoamento, ponto B da figura 3.31, há o surgimento do empescoçamento, seguido
de elongação do CP, ponto C da figura 3.31. Pode haver casos em que o CP atinge o seu
limite de escoamento e não há formação do empescoçamento.
39
Figura 3.31 - Esquema do ensaio de tração de um polímero termoplástico, gráfico tensão versus deformação [31]
Nos polímeros termoplásticos a baixa temperatura, T< Tβ, o material apresenta
comportamento rígido, duro e frágil, correspondente ao estado vítreo, sendo a elasticidade
de Hooke a base deste comportamento, ilustrado na curva 1 da figura 3.32. Quando a
temperatura eleva-se acima de Tβ há o aparecimento da viscoelasticidade sendo ela intensa
próxima a temperatura de transição vítrea do material (Tg) e uma componente plástica
começa também a aparecer para tensões relativamente grandes, curvas 2 e 3 da figura
3.32. Já em temperaturas altas próximas à Tg do polímero o material torna se flexível e
plástico, há um surgimento de um longo platô de plasticidade podendo alcançar centenas de
porcentagem de deformação seguida de endurecimento, como as curvas 4 e 5 da figura
3.32. Por fim, acima da temperatura de Tg estes polímeros estão ligados a um escoamento
viscoso característicos do estado fuido, curva 6 da figura 3.32. [23]
Também na figura 3.32, pode-se observar a influência da temperatura no
comportamento do polímero termoplástico, com o aumento da temperatura ocorre ganho de
energia térmica às cadeias poliméricas, o polímero torna-se mais flexivel devido ao aumento
de seu volume livre acarretando perda de sua rigidez.
40
Figura 3.32 - Curvas do ensaio de tensão de um polímero termoplástico [adaptado de 23]
Na figura 3.33 tem-se o esquema de decomposição das deformações oriundas do
comportamento do polímero, visto nesta revisão bibliográfica, a partir de uma curva de
tração. Pode-se observar que a deformação devido à viscoelasticidade é predominante.
Figura 3.33 - Esquema de decomposição da deformação [adaptado de 23]
41
4 MATERIAIS E MÉTODOS
4.1 Materiais
Os materiais utilizados neste trabalho foram o Poli(Fluoreto de Vinilideno), Solef®
60512 PVDF, obtido do fabricante Solvay Solexis e o Polietileno de Baixa Densidade obtido
pela fabricante Petroquímica Triunfo, ambos em forma de pellets.
4.1.1 Dados técnicos dos materiais
Nas tabelas 1 e 2 encontram-se os dados técnicos dos polímeros utilizados neste
trabalho, observam-se que eles apresentam tensão de limite escoamento bem distintas
devido às suas diferenças moleculares.
Tabela 1- Dados técnicos do Polietileno utilizado no trabalho.[32]
Polietileno de Baixa Densidade – Petroquímica Triunfo - Trithene Propriedades Valores Normas
Densidade 0,915 – 0,919 g.cm-3 ASTM D1505 Tensão limite
de escoamento 9,00 MPa ASTM D638
Tensão limite De ruptura
7,00 MPa ASTM D638
Temperatura de fusão
108°C ASTM D3418
Temperatura de Processamento
170 – 210°C -
Tabela 2- Dados técnicos do PVDF utilizado no trabalho [33]
Solef® 60512 PVDF Propriedades Valores Normas
Absorção de água (23°C, 24h)
< 0,040 % ASTM D570
Módulo Elástico (23ºC, 2,00 mm)
1250 – 1400 MPa ASTM D638
Tensão limite de escoamento
34 – 40 MPa ASTM D638
Tensão limite de ruptura
34 – 40 MPa ASTM D638
Temperatura de transição vítrea
- 40°C ASTM D4065
Temperatura de fusão
170 – 174 °C ASTM D3418
42
4.2 Preparação dos corpos de prova
Os corpos de prova (CPs) foram confeccionados no formato gravata com dimensões
segundo a norma ASTM D638 – 10, Tipo I[34], mostrados na tabela 3 e figura 4.1. Com o
objetivo de se obter CPs com máxima homogeneização a preparação e a fabricação dos
mesmos seguiram procedimentos específicos devido às características de cada material.
Ambos foram confeccionados por moldagem à compressão realizada em batelada, usando
um molde metálico vazado, figura 4.2, que fornecia cinco corpos de prova por vez.
Figura 4.1 - Formato de corpo de prova dos Tipos I, II, III e V, conforme a norma ASTM D638 -10
Tabela 3- Dimensão do corpo de prova Tipo I segundo norma ASTM D638 - 10
Dimensões Tipo I (mm) Tolerâncias (mm)
W - Largura da seção útil 13 ± 0,5
L - Comprimento da seção útil 57 ± 0,5
WO – Largura total, mín 19 ± 6,4
LO - Comprimento total, mín 165 Sem máx. definido
G – Comprimento do gage 50 ± 0,25
D – Distância entre garras 115 ± 5
R - Raio do filete 76 ± 1
T - Espessura 3,2 ± 0,4
43
Figura 4.2 - Molde metálico vazado usado no processamento dos CPs
Afim de otimizar o ciclo do processo, o conjunto (molde, pellets e placas) foi colocado
na estufa à vácuo ( M.S. Mistura), figura 4.3a, à 110°C para o PE e à 150°C para o PVDF,
por 20 minutos. Em seguida o conjunto foi levado à prensa hidraúlica (Marconi, modelo MA
098/A, figura 4.3b, onde os pellets foram fundidos e moldados conforme as dimensões
ilustrada na figura 4.1. Durante o processo de moldagem foram realizadas degasagens em
4, 5 e 6 toneladas para o PVDF e 2, 3 e 4 toneladas para o PE, com a finalidade de obter
um material mais compacto, ou seja, livre de vazios que afetam as propriedades mecânicas
e interferem diretamente no resultado deste trabalho. As condições de processamento
estão explicitadas nas tabelas 4 e 5, pois cada material tem parâmetros físicos distintos.
Para finalizar a etapa de processamento, o conjunto foi levado a uma prensa hidraúlica
(Carver, modelo 3912, figura 4.3c, sendo a mesma aquecida pelo banho ultratermostático
(M.S. Mistura, figura 4.3d), a 80°C, para obtenção do controle das taxas de resfriamento do
conjunto. O mesmo permaneceu por um período de 10 minutos sobre uma pressão de 1
tonelada para o PVDF e 0,5 toneladas para o PE, afim de aumentar o controle do
resfriamento. Após retirada dos corpos de prova do molde eles passam por processo de
corte e lixamento, obtendo CPs como na figura 4.4. Os CPs foram armazenados dentro de
um saco plástico fechado e mantidos dentro de um ármario por 2 anos, sujeitos as variações
climáticas.
44
Tabela 4- Ciclo utilizado para o processamento do PVDF
Poli(Fluoreto de vinilideno)
Equipamento Marca Temperatura (°C) Tempo (min) Carga (tonelada)
Estufa à vácuo M.S. Mistura 150 20 -
Prensa hidráulica Marconi
MA 098/A 220 5 6
Banho
ultratermostático M.S. Mistura 80 10 -
Prensa hidráulica Carver
#3912 - 10 1
Tabela 5- Ciclo utilizado para o processamento do PE
Polietileno
Equipamento Marca Temperatura (°C) Tempo (min) Carga (tonelada)
Estufa à vácuo M.S. Mistura 110 20 -
Prensa hidráulica Marconi
MA 098/A
180 5 4
Banho
ultratermostático
M.S. Mistura 80 10 -
Prensa hidráulica Carver
#3912
- 10 0,5
45
Figura 34.3 – a) Estufa à vácuo da marca M.S. Mistura; b) Prensa hidraúlica da marca Marconi; c) banho ultratermostático da marca M.S. Mistura; d) prensa hidraúlica da marca Carver
Figura 4.4 - CPs após processamento, a) PVDF; b) PEBD 4.4
Por meio da literatura presente neste trabalho, sessão 3.2.1.2, juntamente com o
processamento realizado na obtenção dos CPs, tabela 4, pode-se estimar que a fase
predominante presente nos CPs de PVDF é a fase α.
4.3 Ensaio de tração
O ensaio de tração foi realizado em uma máquina universal de ensaios mecânicos
Instron modelo 5567, figura 4.5, a 23ºC, com velocidade de 5 e 10 mm.min-1, e com o auxílio
do extensômetro do tipo clip gage de 25 mm, modelo 2630-106, também da marca Instron.
46
Os ensaios seguiram a norma ASTM D638-10 [33] utilizando-se garra do tipo mecânica. O
ensaio teve como função analisar a qualidade dos corpos de prova, e verificar a região de
comportamento elástico e viscoelástico dos materiais para dar-se continuidade ao trabalho
por meio dos testes cíclicos. Deste ensaio foram obtidos valores de módulo a partir da
porção linear da curva de tensão versus deformação por intermédio do ajuste linear da
mesma, realizado no Excel 2010, na região de comportamento elástico, segundo a norma
ASTM D638 - 10 [33] e valores de tensão do limite de escoamento foram obtidos por meio do
método de ��
��= 0 e para curvas que não possui tal condição foi utilizado o método da
interceptação da prolongação das tangentes.
Figura 4.35 - Máquina universal de ensaios mecânicos Instron modelo 5567 durante ensaio
de tração
4.4 Teste cíclico
Os testes cíclicos foram realizados na mesma máquina universal de ensaios
mecânicos Instron, figura 4.5, no qual foram feitos os ensaios de tração, na temperatura de
23ºC com a deformação sendo monitorada pelo o clip gage de 25 mm e com célula de carga
de 10 kN.
Das curvas dos ensaios de tração obtiveram-se os valores de quatro deformações
situadas no regime de comportamento elástico e viscoelástico dos materiais, sendo elas 2,
4, 6 e 8%, com a finalidade de localizar a transição entre os limites de comportamento
elástico e plástico dos polímeros. A partir disso os corpos de prova foram submetidos aos
ensaios cíclicos onde os mesmos foram submetidos a uma deformação de 2% seguido de
47
um espaço de tempo de 1 hora (h) sem solicitação, após 1 h o CP foi deformado até 4% e
então mantido um novo período de 1h sem solicitação, assim seguiu-se em 6% e por fim
8%. Foram feitos ao todo 12 ensaios cíclicos, 6 para o PVDF e 6 para o PE, dentre os 6, 3
com velocidade de 5 mm.min-1 e 3 com velocidade de 10 mm.min-1, tabelas 6 e 7.
Tabela 6- Resumo das quantidades de CPs e velocidades utilizadas no teste cíclico
Material Velocidade
5 mm.min-1 10 mm.min-1
PE 3 CPs 3 CPs
PVDF 3 CPs 3 CPs
Tabela 7- Resumo das etapas do teste cíclico
Teste Cíclico Deformação (%) Intervalo (h)
1º Ciclo 2 1
2º Ciclo 4 1
3º Ciclo 6 1
4º Ciclo 8 1
Deste ensaio foram obtidos valores de tensão em cada etapa de deformação
imposta, e de deformações residuais permanentes. Tais deformações foram alcançados
após ajuste polinomial das curvas de recuperação, também realizados pelo Excel 2010, e o
tempo estimado de recuperação, a partir dos ajustes, foi obtido pelo Wolfram|Alpha Pro.
Os ensaios, tração e cíclico, foram realizados no Laboratório de Polímeros da
COPPE/UFRJ.
48
5 RESULTADOS E DISCUSSÃO
5.1 Ensaio de Tração
Os ensaios de tração foram realizados segundo a norma ASTM D638-10 [34], com
velocidade de 5 e 10 mm.min-1.
A partir dos ensaios foram selecionados quatro valores de deformação dentro da
região de comportamento viscoelástico e na zona limítrofe entre os comportamentos
viscoelásticos e plástico dos polímeros processados. Foram selecionados os valores 2, 4, 6
e 8%, que posteriormente foram as condições impostas ao ensaio cíclico.
5.1.1 Ensaio de tração do Polietileno
A influência da velocidade no ensaio de tração para o PE foi observado na figura 5.1,
onde foram obtidos valores de módulo e de tensão de limite de escoamento, mostrados nas
tabelas 8 e 9.
Os corpos de prova do PE demonstraram comportamento uniforme entre eles, figura
5.1, apresentando módulo elástico médio de 251,52 MPa com desvio padrão de 8,54 MPa
na velocidade de 5 mm.min-1 e para a velocidade de 10 mm.min-1 apresentou módulo
elástico médio de 262,32 MPa e um desvio padrão de 4,70 MPa, tabelas 8 e 9.
Figura 5.1 - Ensaio de tração para o Polietileno nas velocidades de 5 e 10 mm.min-1
49
Tabela 8 - Resultados obtidos do ensaio de tração do PE na velocidade de 5 mm.min-1
Corpo de prova Módulo
Elástico/Young (MPa)
Tensão limite
de escoamento (MPa)
1 CP I 249,80 8,707
2 CP II 260,80 8,769
3 CP III 243,97 8, 577
Média 251,52 8,684
Desvio Padrão 8,54 0,098
Coeficiente de variação
3,39 1,13
Tabela 9 - Resultados obtidos do ensaio de tração do PE na velocidade de 10 mm.min-1
Corpo de prova Módulo
Elástico/Young (MPa)
Tensão limite
de escoamento (MPa)
1 CP I 264,43 9,166
2 CP II 265,61 9,051
3 CP III 256,94 9,057
Média 262,32 9,091
Desvio Padrão 4,70 0,065
Coeficiente de variação
1,79 0,71
A figura 5.2 mostra o ensaio do PE com velocidade de 50 mm.min-1 realizado dois
anos atrás, obtendo-se módulo elástico de 397 MPa e tensão de limite de escoamento de
9,88 MPa. Tais resultados comparados com os obtidos nas tabelas 8 e 9 condizem com a
literatura e demonstra que o tempo não influenciou no seu comportamento. Pois quanto
maior a velocidade de teste menor o tempo de resposta do polímero, ou seja, não há tempo
suficiente para que ocorram as relaxações das cadeias poliméricas, ocasionando menor
movimentação das cadeias, tendendo ao material apresentar comportamento mais elástico.
Os resultados obtidos mostraram que o PE não sofreu influência significativa com a
alteração de velocidade de ensaio de 5 para 10 mm.min-1.
Os testes não foram conduzidos até a ruptura do corpo de prova para as velocidades
de 5 e 10 mm.min-1, pois a região de foco deste trabalho tem como limite a região de
transição do comportamento viscoelástico e plástico do polímero.
50
Figura 5.2 - Gráfico tensão versus deformação do PE com velocidade de ensaio de 50 mm.min-1
5.1.2 Ensaio de tração do Poli(Fluoreto de Vinilide no)
A influência da velocidade no ensaio de tração para o PVDF foi observado na figura
5.3, onde foram obtidos valores de módulo e de tensão de limite de escoamento, mostrados
na tabela 10 e 11.
Os ensaios de tração do PVDF apresentaram comportamento uniforme entre os CPs
na região de estudo deste trabalho, região de comportamento viscoelástico e na zona
limítrofe de comportamento viscoelástico e plástico dos polímeros. O ensaio de tração na
velocidade de 5 mm.min-1 não foi conduzido até o rompimento dos CPs, como foi explicado
anteriormente.
Por meio dos valores obtidos pelos ensaios de tração do PVDF, tabela 10 e 11,
observa-se que o PVDF foi pouco sensível a alteração da velocidade empregada no
trabalho, apresentando valores de módulo elástico e tensão de limite de escoamento
similares, com variação do módulo elástico de 3%.
51
Figura 5.3 – Ensaio de tração para o PVDF nas velocidades de 5 e 10 mm.min-1
Tabela 10- Resultados obtido do ensaio de tração do PVDF na velocidade 5 mm.min-1
Corpo de prova Módulo
Elástico/Young (MPa) Tensão limite
de escoamento (MPa) 1 CP I 1438,3 33,823 2 CP II 1397,9 34,307 3 CP III 1311,8 33,706
Média 1382,7 33,945 Desvio Padrão 64,6 0,329
Coeficiente de Variação
4,67 0,97
Tabela 11 - Resultados obtido do ensaio de tração do PVDF na velocidade 10 mm.min-1
Corpo de prova Módulo
Elástico/Young (MPa) Tensão limite
de escoamento (MPa) 1 CP I 1328,3 33,08 2 CP II 1418,1 33,05 3 CP III 1268,2 32,07
Média 1338,2 32,73 Desvio Padrão
75,4 0,57
Coeficiente de variação
5,6 1,74
Na figura 5.4 tem-se curvas de tensão versus deformação para o PVDF com
velocidade de ensaio de 50 mm.min-1 realizado há dois anos atrás, onde obteve-se valor
médio de módulo elástico de 1260,9 MPa, inferior aos resultados obtidos na velocidade de 5
e 10 mm.min-1 realizados em 2015. Tais resultados não são compatíveis com a literatura
caso eles tivessem sido feitos no mesmo período, como foi explicado para o PE, o aumento
52
da velocidade de ensaio acarreta em maiores valores de módulo elástico devido ao polímero
apresentar comportamento predominantemente elástico. Como foi apresentado por
GONÇALEZ (2013) onde o ensaio realizado a 25ºC com taxas de deformação de 2,92x10-4
s-1 apresentou módulo elástico de 1150 MPa, e o realizado com taxa de 2,92x10-2 s-1
apresentou módulo elástico de 1433 MPa. A modo comparativo neste trabalho foi utilizado
taxa de deformação de 3,3x10-3 s-1 e 6,7x10-3 s-1.
Os resultados obtidos podem ser explicados considerando que o PVDF realizou
cristalização secundária ao decorrer do tempo em que o CP não foi ultizado, ou seja, houve
formação de cristais pequenos e imperfeitos próximos às lamelas ou dentro da fase amorfa. [22] Podendo ser comprovada por meio de uma técnica de caracterização de polímeros, a
calorimetria diferencial de varredura (DSC). Nota-se que a cristalização secundária tornou o
CP do PVDF mais rígido e diminuiu a elongação do mesmo após o escoamento, como pode
ser visto na figura 5.3.
Figura 5.4 - Gráfico tensão versus deformação do PVDF com velocidade de ensaio de 50 mm.min-1
5.2 Teste Cíclico
5.2.1 Polietileno
Na figura 5.5 tem-se gráficos tensão versus deformação obtidos dos testes cíclicos
do PE, podendo-se observar a influência da velocidade de ensaio. Foram gerados
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deformações controladas de 2, 4, 6 e 8% com intervalos de recuperação de uma hora entre
os ciclos, os resultados de tensão obtidos em cada pico do ciclo encontram-se detalhados
nas tabelas 12 e 13.
Figura 5.5 - Curvas dos testes cíclicos do Polietileno nas velocidades de ensaio de 5 e 10 mm.min-1
O comportamento do PE no teste cíclico, com velocidade de deformação de 5
mm.min-1 e 10 mm.min-1, apresentou similaridade. Tendo desvio padrão entre as médias das
tensões nos picos em cada ciclo de deformação de no máximo 0,5 MPa.
Nas tabelas 12 e 13 observa-se que a tensão aumenta conforme o teste impõe ao
polímero aumento de deformação, pois a cada aumento de deformação há um reajuste das
cadeias do polímero na direção da força aplicada, fazendo com que o mesmo crie resistência à
solicitação. E nota-se também que para a velocidade maior de teste a tensão de pico em cada
ciclo é maior para a mesma deformação, visto que com o aumento da velocidade o polímero
responde mais como sólido elástico.
Tabela 12 - Dados obtidos a partir dos testes cíclicos na velocidade de 5 mm.min-1 para o PE.