Dissertação (mestrado)—Universidade de Brasília, Faculdade de Tecnologia, Departamento de Engenharia Mecânica, 2017. / Submitted by Albânia Cézar de Melo (albania@bce.unb.br) on 2017-04-24T17:36:58Z No. of bitstreams: 1 2017_GustavoReinke.pdf: 8656820 bytes, checksum: 98fc7c5fa66be5bb0b7d8a071da172c8 (MD5) / Approved for entry into archive by Raquel Viana(raquelviana@bce.unb.br) on 2017-04-24T20:45:42Z (GMT) No. of bitstreams: 1 2017_GustavoReinke.pdf: 8656820 bytes, checksum: 98fc7c5fa66be5bb0b7d8a071da172c8 (MD5) / Made available in DSpace on 2017-04-24T20:45:42Z (GMT). No. of bitstreams: 1 2017_GustavoReinke.pdf: 8656820 bytes, checksum: 98fc7c5fa66be5bb0b7d8a071da172c8 (MD5) / Foi avaliado neste trabalho o comportamento à fadiga dos cabos condutores “A” e “B”, fabricados com a mesma liga de alumínio 6201 e teoricamente submetidos ao mesmo tratamento térmico, ensaiados em bancada de ensaios de fadiga de cabos e submetidos a condições de carregamentos dinâmicos similares as observadas em linhas de transmissão reais. Nesse sentido foi desenvolvido um programa experimental para a geração das curvas de previsão de vida (S-N) dos cabos em diferentes amplitudes de deslocamento. A partir dos resultados obtidos constatou-se vidas em fadiga inferiores para o cabo condutor “A”, abaixo a curva de segurança proposta por CIGRÈ (CSBL), obtendo-se vidas bem menores – cerca de 3 vezes – quando comparadas com as do cabo condutor “B” e apresentando resultados muito dispersos. Com o objetivo de identificarem-se as possíveis causas das diferenças nos resultados dos ensaios de fadiga dos cabos, foram efetuadas análises detalhadas de falha nas superfícies de fraturas dos fios rompidos e caracterizações mecânicas e microestruturais destes fios. Além disso, foram efetuados alguns tratamentos térmicos com variações de temperatura de solubilização e tempo de envelhecimento em fios do cabo condutor “A”, visando avaliar a influência destes tratamentos na dureza Vickers dos fios. Com base nos resultados obtidos nessas analises, observou-se que as superfícies de fratura dos fios rompidos de ambos os cabos condutores apresentaram características condizentes com processo de falha por fadiga, com nucleação da trinca no ponto de restrição do movimento dos cabos. As amostras fraturadas apresentaram dimples equiaxiais, resultantes de fraturas dúcteis, na direção de maior carregamento. Devido à complexidade dos carregamentos não foi possível, baseando-se nas imagens fractográficas, estabelecer com precisão as causas do comportamento diferenciado dos fios em termos de vida em fadiga. Através das imagens topográficas obtidas por elétrons retroespalhados do Microscópio eletrônico de varredura, observou-se que as amostras do cabo “B” apresentavam precipitados de Al-Fe-Si menores e com distribuição mais homogênea dos que os precipitados encontrados nos fios do cabo “A”. Estas imagens são indicativas de que o tratamento térmico de solubilização realizado nos fios do cabo “A” não foi efetivo para que as partículas de Fe entrassem em solução sólida. Das análises das propriedades mecânicas, pode-se constatar que o fio do cabo “A” apresenta desempenho inferior em termos de dureza, resistência à tração, limite de escoamento e alongamento quando comparado com os fios do cabo “B”. Este desempenho tem forte correlação com possíveis diferenças nos tratamentos termomecânicos aplicados aos dois cabos condutores, tendo em vista a similaridade na composição química de ambos os fios. Nas medições de dureza dos fios do cabo “A” submetidos a tratamentos térmicos diferenciados, verificou-se que existe uma combinação temperatura de solubilização/tempo de envelhecimento onde ocorre um pico de dureza do fio do cabo “A”, com valor semelhante à dureza do fio do cabo “B”. Este aumento da dureza no fio do cabo “A” demonstra que as propriedades deste fio podem ser melhoradas com tratamentos térmicos adequados que resultem numa liga de alumínio com características microestruturais ideais, com precipitados finos, pequenos, espalhados e coerentes com a matriz. A vida em fadiga inferior do cabo condutor “A” em relação ao condutor “B” ocorreu devido a um tratamento térmico conduzido de forma ineficiente no cabo “A”. Com este tratamento, as partículas endurecedoras da liga – partículas β’’ – não se distribuíram de forma dispersa e homogênea na matriz de alumínio. Estas partículas formaram aglomerados heterogeneamente distribuídos e não contribuíram de forma efetiva no travamento das discordâncias e na manutenção das propriedades mecânicas estáticas e dinâmicas. / Fatigue tests of electric conductors “A” and “B” , manufactured with aluminum alloy 6201 and theoretically with similar heat treatment were carried out using fatigue test apparatus, with test conditions similar to those found at actual transmission lines. An experimental program was carried out aiming S-N curve generation with different displacement amplitude. From obtained results it was identified lower fatigue lives for “A” conductor, below the CIGRE Safe Border Line, with life approximately three times lower when compared to “B” conductor life. Aiming to identify possible sources of fatigue results dissimilarities, detailed failure analysis was performed at broken wire surfaces. Mechanical properties determination and microstrutural evaluation were carried out. Moreover, some heat treatment with variation of solubilization temperature and aging times were accomplished at wires of conductor “A”, aiming to evaluate the influence of heat treatment at wire Vickers hardness. Based on obtained results, fractured surface of broken wires from both conductors showed characteristics related to fatigue failure, with crack nucleation at cables restraining points. Fracture surfaces showed equiaxial dimples, caused by ductile fracture at highest load direction. Considering the loading complexity, it was not possible to determinate causes of different fatigue resistance behavior of wires of the evaluated conductors. Topographic images obtained with backscattered electrons of scanning electron microscope showed smaller precipitates of Al-Fe-Si in samples from conductor “B”, with more homogeneous distribution at aluminum matrix than those obtained at conductor “A” wires. These images are indicative that solubilization heat treatment at wire of conductor “A” was not effective to cause solid solution of Fe particles. From mechanical properties determination, it was clear that wires from conductor “A” had low performance in terms of hardness, tensile strength, yield strength, elongation when compared to wires from conductor “B”. This performance has strong correlation with possible differences on heat treatment applied to both conductors, bearing in mind the similar chemical composition of both conductors. Hardness measurements of wire from “A” conductor, heat treated at different conditions, demonstrated that there was a better combination solubilisation temperature/aging time where a hardness maximum is achieved by wire from “A” conductor, with similar value of hardness from wire “B”. This hardness increase of wire from conductor “A” shows that mechanical properties of this wire can be improved with adequate heat treatment, producing an aluminum alloy with ideal microstructural characteristics, with fine precipitates, small, scattered and coherent with matrix. The lower fatigue life of “A” conductor when compared with conductor “B” was associated to inadequate heat treatment of conductor A. With this heat treatment, hardener particles - β’’- were not distributed homogeneously at aluminum matrix. Those particles formed agglomerates heterogeneously distributed and therefore did not contributed effectively blocking dislocations and showed poor static and dynamic properties.