Made available in DSpace on 2016-12-08T17:19:29Z (GMT). No. of bitstreams: 1 Elementos pre-textuais.pdf: 97959 bytes, checksum: 2df39a0e76b111666756f8b7b6f67107 (MD5) Previous issue date: 2006-12-11 / Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior / A presente Dissertação de Mestrado trata do desenvolvimento de um modelo e método matemático para calcular a distribuição de temperatura transiente e das tensões térmicas transientes numa placa resfriada. Para isso, foi utilizado o método dos volumes finitos tanto para o cálculo das temperaturas quanto para as tensões térmicas transiente, dividindo-se a placa numa malha contínua de volumes cúbicos e retangulares. O programa computacional de cálculo para a simulação numérica das temperaturas e tensões térmicas transientes foi elaborado em linguagem Fortran, gerando o campo de temperaturas e tensões em cada instante do resfriamento. No caso da distribuição de temperatura, o modelamento foi feito para uma placa tridimensional, já para a distribuição das tensões térmicas transientes foi para estado plano de tensões e termo-elasticidade. Em ambos os casos, a discretização das equações foi feita através do balanço das propriedades em cada tipo de volume de controle da malha e de acordo com as condições nas suas fronteiras. A solução do sistema de equações formado foi feita pelo método de Gauss-Seidel com sobre-relaxação, tanto para a temperatura como para os deslocamentos. O campo de temperaturas geradas no programa, considerando os coeficientes de troca de calor e as propriedades térmicas constantes, foi comparado com as temperaturas calculadas pelos métodos analíticos da capacitância global e das temperaturas calculadas pela equação diferencial do calor de uma placa resfriada. Nas comparações dos resultados das temperaturas pelo método da capacitância global com os valores obtidos do método dos volumes finitos, observou-se que os erros globais ficaram menores que 1% para incrementos de tempo de 0.1 s, 0.01 s e 0.001s, mas o erro diminui com a diminuição do incremento. Porém, deve-se levar em consideração nas simulações de temperatura numa placa que ocorrem variações no coeficiente de transferência de calor por convecção na superfície da placa, no módulo de elasticidade, na difusividade térmica do material nos valores experimentais obtidos durante o processo prático de resfriamento. Por esse motivo na comparação dos valores obtidos das temperaturas experimentais em blocos resfriados de alumínio e com os resultados obtidos pelo presente trabalho foi verificado uma grande variação. As tensões térmicas transientes foram calculadas também pelo método dos volumes finitos para estado plano de deformações, estado plano de tensões e termo-elasticidade, calculando-se inicialmente os deslocamentos dos pontos da malha inicial através das equações de equilíbrio de cada volume. Em seguida, as tensões térmicas transientes foram calculadas a partir das distorções geométricas ou deslocamentos ocorridos. Os resultados foram comparados com as soluções analíticas de Timoshenko et al., Lu et al. e de Collin et al.. Os valores numéricos obtidos estão em boa concordância com os valores de Collin et al. As tensões térmicas transientes são trativas na superfície e sub-superficie e são de compressão no centro da placa. Essas tensões térmicas transientes calculadas no presente trabalho variam substancialmente com o instante de tempo de resfriamento, número de Biot, geometria da placa e com as condições de contorno. Isto difere grandemente das fórmulas empíricas utilizadas comumente que empregam somente a diferença inicial de temperatura entre a placa e o meio. A severidade do choque térmico ou as tensões térmicas máximas dependem de parâmetros como a diferença inicial de temperatura, o instante de tempo de resfriamento, a geometria da placa, as propriedades térmicas da placa e o número de Biot. As soluções do Método dos Volumes Finitos com distribuição de temperatura homogênea nas camadas, MVF_H, são bastante próximas da solução analítica de Collin, porém, as soluções do Método dos Volumes Finitos com distribuição de temperatura heterogênea nas camadas, MVF, diferem bastante com as soluções analíticas. Para o caso de uma placa de aço de geometria 0,50 m x 0,50 m e 0,05 m de espessura cuja temperatura inicial foi de 600 ºC resfriada em água a 0 ºC, número de Biot igual a 10, a tensão térmica transiente máxima de tração na superfície da placa ocorreu no instante 3 segundos após o resfriamento e seu valor calculado pelo método analítico de Lu foi de 1059 MPa, 992,45 MPa por Collin e de 963,5 MPa pelo presente Método Homogêneo dos Volumes Finitos, MVF_H. Entretanto, para Biot=1, a tensão trativa térmica máxima ocorreu no instante 14 segundos e foi de 371 MPa para Lu, 352 MPa para Collin e 335 MPa para MVF_H. Porém, estas tensões térmicas podem ser suficientes para produzir deformações plásticas permanentes ou mesmo gerar uma trinca superficial na placa ou também uma fratura. Finalizando, o presente Método dos Volumes Finitos aplicado ao cálculo da distribuição de temperaturas e tensões térmicas transientes numa placa, produz bons resultados para a geometria retangular, possibilitando variar as condições de contorno.

Made available in DSpace on 2016-12-08T17:19:29Z (GMT). No. of bitstreams: 1 resumo.pdf: 12556 bytes, checksum: ee4bb9d2f9a84c76e74376683a7246a3 (MD5) Previous issue date: 2006-11-29 / Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior / With the advent of faster and more accessible computers, engineers are substituting the traditional "trial-and-error" approach in favour of simulation tools, attending the companies desires, that is produce products with more competitiveness, efficiency, technology and reducing costs. The objective of this work is to perform a cold forming numerical simulation of a mechanical component, obtained from a low carbon bar. Because of the component geometry, the process requires some conformation stages, been not possible to reach the final configuration with just one die and a punch. Three different conformation processes are analyzed, varying the number of intermediate stages and punch geometry strategies. Two of them showed some problems in their tools during the component process production. It is used the commercial softwares Ansys® and SuperForm® to the numerical analysis process. The former was not appropriate, because it showed some problems with the remesh resource. With the latter it is reached good numerical results, that are presented and compared with the produced component final dimensions. In addition, it is studied the failure of the tools used in the real process, numerical aspects related to the element size, material properties, displacement increment and the friction behavior influence. / Com o advento de computadores cada vez mais rápidos e acessíveis, engenheiros têm substituindo o tradicional método tentativa-e-erro por ferramentas de simulação, atendendo aos anseios da indústria, que é produzir produtos com maior competitividade, mais eficientes, com maior tecnologia agregada e reduzindo custos. Este trabalho tem como objetivo realizar a simulação numérica da conformação a frio de um componente mecânico, obtido a partir de uma barra de aço de baixo carbono. Destaca-se que devido à geometria do componente, o processo necessita de várias etapas de conformação, não sendo possível atingir a configuração final com apenas uma matriz e um punção. Três processos diferentes de conformação são analisados, variando o número de etapas intermediárias e estratégias de geometrias de punções, dos quais dois apresentaram falhas nas ferramentas durante o processo de fabricação do componente. Utilizaram-se os aplicativos comerciais Ansys® e SuperForm® para as análises numéricas dos processos, sendo que o primeiro não se mostrou muito apropriado, pois apresentou problemas com o recurso do remalhamento. Com o segundo programa obteve-se bons resultados numéricos, que são apresentados e comparados com as dimensões finais dos componentes fabricados. Além disso, estuda-se a falha das ferramentas usadas no processo real, aspectos numéricos relacionados com tamanho de elemento, propriedades do material, incremento de deslocamento e influência do comportamento do atrito.

Made available in DSpace on 2016-12-08T17:19:29Z (GMT). No. of bitstreams: 1 Elementos pre-textuais.pdf: 90702 bytes, checksum: edac9f850aeb9c347df46fe718f2e7b5 (MD5) Previous issue date: 2006-09-29 / Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior / The high speed steels are a class of materials that appeared in the end of the century XIX, with the intention of substituting the tools of cut of the epoch, based on common steels. Those tools acquired values of hardness reasonable that guaranteed certain resistance to the waste when temperate. However they could not be used in processes of high speed cut, because they would lose your hardness easily due to the heat generated by attrition. In 1868, Mushet discovers accidentally, that certain steels containing tungsten, same when colds to the air, showed equivalent hardness to of the hardened steels in water. Since then diverse studies that took the use of other league elements for the same end appeared (for example: Mo, Co, V, etc.), creating the high speed steel. In this work, the evolution of the mechanical properties of high speed steel was evaluated produced through of conventional powder metallurgy in function of the sintering processes and thermal treatments, with the materials being compacted uniaxially to 700 MPa and sinterised in different temperatures under protecting atmosphere of gas (N2 + 8%H2). The sintering temperature was determined for dilatometric and I study microstructural, being obtained an ideal value of 1270°C. After the sintering, the materials were thermal treated by one it quench in oil to 80°C, followed by a double tempering for 2 hours to 560°C with cooling in air. The ideal temperature of it seasons it was of 1200°C, certain for it analyzes of the results of hardness and flexion in three points after the second tempering. The techniques used for it analyzes her/it metalográfica they were the scanning electronic microscopy (SEM) and traditional metallography using the solutions of Murakami and FeCl3+HCl+HNO3+etanol for revelation of the microstructure. The measures of hardness were made by the method Rockwell in scale C " and the resistance values of flexion they were certain for flexion in three points, accomplished in it conspires of universal rehearsal. / Neste trabalho, foi avaliada a evolução das propriedades mecânicas dos aços rápidos produzidos via metalurgia do pó convencional, em função dos processos de sinterização e tratamentos térmicos. O processo de consolidação foi realizado através de compactação uniaxial a 700 MPa e sinterizadas em diferentes temperaturas sob atmosfera protetora de gás (N2 + 8%H2). As temperaturas de sinterização utilizadas foram de 1230, 1250, 1270 e 1280°C. Para determinar as melhores condições de sinterização, foram realizadas análises metalográficas utilizando as soluções de Murakami e FeCl3+HCl+HNO3 + etanol para revelação da microestrutura, identificação dos tipos dos carbonetos presentes e suas formas e distribuição na matriz. A caracterização dos pós metálicos e das fraturas dos corpos de prova foi feita através de microscopia eletrônica de varredura (MEV), identificando os carbonetos presentes nos pós e a coesão com a matriz após a fratura. A temperatura de 1270°C apresentou as melhores características microestruturais, ou seja, baixa porosidade e carbonetos finamente e homogeneamente dispersos na matriz. Após a sinterização, os materiais foram tratados termicamente por têmpera em óleo a 80°C, seguido de um duplo revenido por 2 horas a 560°C com resfriamento ao ar. As temperaturas utilizadas na têmpera foram 1150ºC, 1180 ºC, 1200 ºC e 1210ºC. A melhor condição de temperatura para têmpera foi determinada após o ensaio de dureza e flexão em três pontos. As amostras temperadas a 1200°C e 1210°C e duplamente revenidas resultaram nos melhores valores de dureza, em torno de 64HRC. Para o ensaio de flexão em três pontos, foram utilizados corpos de prova tratados termicamente.Correlacionando os dados obtidos nos ensaios microestruturais, de dureza e flexão as melhores condições encontradas para o processamento do material são de 1270°C para a sinterização, 1200°C para têmpera e duplo revenido a 560°C por duas horas. Esses resultados são justificados pela microestrutura resultante principalmente em função dos carbonetos primários do tipo MC e M6C e pelos carbonetos secundários do tipo M2C, ambos bastante finos e bem distribuídos pela matriz.

Made available in DSpace on 2016-12-08T17:19:30Z (GMT). No. of bitstreams: 1 01.pdf: 54179 bytes, checksum: 5b9c5d3ef4f16c065f204769ae31a497 (MD5) Previous issue date: 2007-11-13 / Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior / The development of composite materials is a result of the need to conjugate the properties of two or more components in one, thus maximizing the individual properties. The Aluminium Matrix Composites (AMCs) reinforced with hard particles have bulked the sectors of application due to the properties as low density and increased wear resistance. The technique of Powder Metallurgy followed by hot extrusion provides positive results in the consolidation of compacted samples, avoiding the segregation phenomena typical of casting processes. For the present work two aluminum alloys were used as matrix, AA2124 and AA6061, reinforced with silicon nitrite, titanium nitrite and titanium aluminide. Influences of the type of reinforcement, morphology of the powders and two different heat treatments, namely, T1 and T6 were studied. Some mechanical properties were evaluated as hardness, ultimate tensile strength and tribological properties. The aim of the present work is the attainment of metal matrix composites with an aluminum matrix through powder metallurgy and hot extrusion. The results have shown a homogeneous distribution of reinforcement particles on the composite materials. The ultimate tensile strength and the hardness presented a reduction in the composites when compared with the material without reinforcement, except of those reinforced with silicon nitrite wherein the bond between the matrix and the reinforcement is enhanced. The heat treatment T6 increased the mechanical properties in the materials without reinforcement and the composites of matrix AA6061, when compared with the T1. The coefficient of friction for all the studied materials was kept at about 0.4, a common value for aluminum alloys. The reinforcement particle addition showed to be efficient in the improvement of the wear resistance of all the composites in relation to the material without reinforcement. / O desenvolvimento de materiais compósitos provém da necessidade de conjugar as propriedades de dois ou mais componentes num só, maximizando as propriedades individuais. Os Compósitos de Matriz de Alumínio (AMCs) reforçados com partículas duras vem ampliando as áreas de aplicação devido a propriedades como baixo peso específico e aumento na resistência ao desgaste. A técnica de Metalurgia do Pó seguida por extrusão a quente proporciona bons resultados na consolidação de preformas compactadas, evitando o fenômeno de segregação, típico em processos por via líquida. Neste trabalho, foram utilizados duas ligas de alumínio como matriz, AA2124 e AA6061, reforçadas com nitreto de silício, nitreto de titânio e alumineto de titânio. Foram estudados a influência do tipo de reforço, morfologia dos pós e dois tratamentos térmicos diferentes, T1 e T6. Avaliaram-se propriedades mecânicas como: dureza, resistência máxima à tração e propriedades tribológicas. O objetivo deste trabalho é a obtenção de compósitos de matriz metálica com matriz de alumínio pela rota da Metalurgia do Pó e extrusão a quente. Os resultados mostraram uma distribuição homogênea das partículas de reforço nos materiais compósitos. A resistência máxima à tração e a dureza apresentaram uma diminuição nos compósitos em relação ao material sem reforço, com exceção daqueles reforçados com nitreto de silício onde a interação entre a matriz e o reforço é melhor. O tratamento térmico T6 possibilitou um aumento das propriedades mecânicas nos materiais sem reforço e nos compósitos de matriz AA6061, em relação ao T1. O coeficiente de atrito para todos os materiais estudados se manteve em torno de 0,4, valor este, comum para ligas de alumínio. A adição de partículas de reforço mostrou ser eficiente na melhoria da resistência ao desgaste de todos os materiais compósitos em relação ao material sem reforço.

Made available in DSpace on 2016-12-08T17:19:32Z (GMT). No. of bitstreams: 1 Parte 1_CAPA.pdf: 112741 bytes, checksum: 77f664f41fd325d0dc88d0a1e1c7d4fe (MD5) Previous issue date: 2007-12-18 / Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior / The present work deals with the design, fabrication and operation of a cavitation erosion equipment and with the preliminary results obtained by its testing. A new cavitation erosion testing machine was designed, fabricated and tested, using a rotating disc with holes for generating cavitation. The developed equipment has as main advantages, in relation to the existing ones, low fabrication cost due to its smaller size and reduced number of components, the specimen quantity of up eight per test and a lower power needed to carry out the testing. It is small size equipment, capable of generating the necessary bubbles for causing the erosion by cavitation on the specimen surfaces at the speed of 4400 rpm and maximum power of 30 kW. Two types of rotating discs were investigated: with cavitation inducers holes and with pins. The rotating disc with inducer holes was more efficient as its power consumption was only 14 kW and the disc with inducer pins was 23 kW for practically the same erosion rate obtained by bronze and aluminium, both at the rotation speed of 4400 rpm. The cavitation erosion is responsible for surface damage caused exposure to this phenomenon. The equipment is capable of testing simultaneously 8 specimens of different materials, what shows the variety of possible materials which can be performed simultaneously in short period of time. The specimen erosion was confirmed by its loss of mass, using an analytical balance with accuracy of 0,2 mg and by the analyses of the eroded surface through the photograph analyses from the scanning electron microscope, MEV. The occurrence of cavitation due to micro-jets impact was confirmed by the microphotographs of circular craters in the aluminium specimens. The tested and discussed materials in this work presented different behavior when exposed to cavitation erosion. Bronze and brass showed a practically constant and linear erosion rate as seen in the lost mass versus testing time graphs. But, aluminium presented much lower wear, except for 10 to 15 hours of testing. After this period of time, a substantial reduction in the wear rate was occurred due to the formation of a fine layer of alumina which provided an increase in the aluminium wear resistance. According to the results obtained by the nodular cast iron specimens, it was observed that the cemented layer increased the erosion resistance to cavitation and decreased the specimen surface oxidation, however, the occurrence of surface oxidation prejudiced a more accurate analyses. / O presente trabalho consiste no projeto, construção e operação de uma máquina de ensaio de erosão por cavitação e dos primeiros resultados obtidos por meio deste equipamento. Um novo conceito de máquina de ensaio de erosão por cavitação foi projetado, construído e ensaiado, usando um disco rotativo com furos e pinos indutores de cavitação. O equipamento projetado possui como principais vantagens, em relação aos equipamentos já existentes, o baixo custo de fabricação devido ao menor tamanho do equipamento, número reduzido de componentes, a quantidade de até oito amostras por ensaio e a menor potência necessária para realização dos ensaios. Trata-se de uma máquina de pequeno porte, capaz de gerar as bolhas necessárias para o surgimento da erosão por cavitação nas superfícies dos corpos de prova na rotação de até 4400 rpm e potência máxima de 30 kW. Foram investigados dois tipos de discos rotativos: com furos indutores e com pinos indutores de cavitação. O disco rotativo com furos indutores foi mais eficiente, pois consumiu a potência de 14 kW e com pinos indutores a potência consumida foi de 23 kW, para a mesma rotação de 4400 rpm, e apresentaram praticamente a mesma taxa de erosão verificada no bronze e alumínio. A erosão por cavitação é responsável por danos causados nas superfícies expostas a este fenômeno. O equipamento é capaz de ensaiar simultaneamente 8 corpos de prova de diferentes materiais, o que demonstra a variedade possível de materiais de estudos que podem ser feito em conjunto, em reduzidos períodos de tempo. A erosão nos corpos de prova foi verificada pela perda de massa, usando uma balança analítica de precisão 0,2 mg, e pela análise da superfície erodida através da análise das fotografias obtidas no microscópio eletrônico de varredura, MEV. A ocorrência da cavitação por impacto de micro-jatos foi comprovada com as micro-fotografias de crateras circulares nas amostras de alumínio. Os materiais ensaiados e discutidos neste trabalho apresentaram comportamentos diferentes quando exposto à erosão por cavitação. O bronze e o latão tiveram uma taxa de erosão praticamente constante e linear demonstrada nos gráficos de perda de massa em relação ao tempo de ensaio. Já o alumínio apresentou um desgaste muito inferior, mas acentuado entre 10 e 15 horas de ensaio. Após este período ocorreu. uma redução significativa na taxa de desgaste, devido a formação de uma fina camada superficial de alumina que conferiu um aumento na resistência ao desgaste do alumínio. De acordo com os resultados obtidos com os corpos de prova em ferro fundido nodular, constata-se que a camada de cementação aumentou a resistência à erosão por cavitação e visivelmente diminuiu a oxidação superficial dos corpos de prova, porém a oxidação superficial ocorrida nestas amostras comprometeram uma análise mais apurada.

Made available in DSpace on 2016-12-08T17:19:32Z (GMT). No. of bitstreams: 1 PRE-TEXTUAL.pdf: 61510 bytes, checksum: de42e44f3e60516728ad63e4d079e03e (MD5) Previous issue date: 2008-10-31 / Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior / Titanium and its alloys are widely used in biomedical area. Although these materials have a good biocompatibility in nature , a surface treatment is generally required to prevent ionic dissolution and improve surface properties for use as implants and proteases. In this study we performed a thermal oxidation in order to thicker the oxide film aiming to prevent ionic dissolution and improve the surface properties. Thermal oxidation was carried out in air between 300 °C and 700 oC for 5 and 24 hours. Evidences from X-ray diffraction and differential thermal analyses showed that the passive film is converted into crystalline anatase at approximately 280 oC on titanium and Ti-6Al-4V alloy. At approximately 450 oC occurs the nucleation and growth of rutile. Between 450 °C and 700 oC the film is constituted of anatase and rutile on both materials. Surface roughness, micro and nanoindentation, wearcorrosion and Rokwell C adhesion tests were used to evaluate the surface properties of the oxide films. A significant increase on surface roughness was observed on the samples oxidized between 500 °C and 700 oC. The surface roughness increased steeply with temperature and oxidation time. A significant increase in the microhardness was observed on the samples treated over 500 °C. The highest values were found at 650 °C on both materials, measuring about 12,000 MPa and 10,000 MPa on Ti and Ti-6Al-4V, respectively. However, at 700 °C lower values were obtained due to the formation of a porous and fragile oxide film, composed essentially of rutile. Bellow 500 °C the oxide films are thin and the microhardness is somewhat the same of that of the substrate. The thin oxide films were evaluated by nanoindentation in terms of harness and elastic modulus. The hardness (H) and the modulus (E) found on the titanium and Ti-6Al-4V were of about H = 10-12 GPa and E = 180-250 GPa, and H = 10-18 GPa and E = 180-250 GPa, respectively. The specific wear-corrosion rate measured on the oxide films showed that the samples oxidized at 600 °C - 650 °C presented the lowest values. Rockwell-C adhesion tests reveled that the oxide films formed between 600 °C - 650 oC have good adhesion. / O titânio é considerado um metal apropriado para aplicações in vivo por causa de sua boa biocompatibilidade e excelente resistência à corrosão. Por isso, o titânio e suas ligas têm sido amplamente utilizados por várias décadas como materiais para implantes, próteses e dispositivos médicos. No entanto, o titânio comercialmente puro (Ti_cp) apresenta baixa dureza superficial e resistência ao desgaste, limitando sua aplicação em próteses articuladas, pois a articulação sofre impactos e atrito constantes. A liga Ti-6Al-4V ainda é a principal liga de titânio usada como biomaterial, mas existe a preocupação sobre a toxicidade do alumínio e do vanádio. Os íons de titânio são considerados agentes químicos cancerígenos, os íons alumínio causam desordem neurológica e os íons vanádio estão associados com distúrbios enzimáticos, entre outros problemas. Sabe-se que a camada passiva formada naturalmente é muito fina e permite uma certa dissolução iônica. Para limitar a dissolução iônica optou-se pela formação de um filme de óxido bem mais espesso do que ao filme passivo pelo processo de oxidação térmica. Este tratamento superficial também tem por finalidade aumentar a rugosidade superficial (de modo a otimizar a osseointegração), a dureza e a resistência à corrosão-desgaste (em próteses sujeitas a impactos e atrito constantes). Portanto, esse estudo consistiu em analisar a influência da oxidação térmica sobre as propriedades de superfície do Ti_cp e da liga Ti-6Al-4V para aplicações biomédicas e odontológicas. Os ensaios de oxidação térmica foram realizados entre 300 °C e 700 °C em atmosfera de ar ambiente durante 5 e 24 horas. Os filmes de óxido formados foram avaliados por ensaios de difração de raios-x, análise térmica, rugosidade superficial, micro e nanodureza, corrosão-desgaste e aderência Rockwell C. As análises por difração de raios-x e análise térmica mostraram que os óxidos são formados de rutilo e anatásia. Os filmes de óxidos formados entre 600 °C e 650 oC, tanto para o Ti_cp como para a liga Ti-6Al-4V apresentaram os melhores resultados quanto a resistência à corrosão-desgaste, rugosidade superficial e aderência. A dureza do filme de óxido aumentou expressivamente com a temperatura e tempo de oxidação térmica a partir de 500 °C. Os valores mais altos de dureza ocorreram para a temperatura de 650 °C, em ambas as amostras e tempos de oxidação térmica, correspondendo à aproximadamente 12.000 MPa e 10.000 MPa, para o Ti_cp e a liga Ti-6Al-4V, respectivamente. Porém a 700 °C, quando os filmes de óxido apresentaram fase predominante de rutilo, a dureza superficial diminuiu devido a maior porosidade e fragilidade do filme de óxido formado, para ambas as amostras e tempos de oxidação térmica. Quanto à propriedade de resistência à corrosão desgaste, o Ti_cp apresentou os melhores resultados para as amostras oxidadas a 650 °C por 5 horas e 600 °C por 24 horas, enquanto a liga Ti-6Al-4V apresentou os melhores resultados, para ambos os tempos de oxidação (5 e 24 horas), à temperatura de 600 °C.

Made available in DSpace on 2016-12-08T17:19:32Z (GMT). No. of bitstreams: 1 1 - Capa - Sumario.pdf: 210050 bytes, checksum: 75a13c6c6fb2214617a3690dcdb4ff02 (MD5) Previous issue date: 2009-02-27 / Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior / Samples of austenitic stainless steel AISI 304 are submitted to a plasma ential. nitrocarburizing process in flotation potential in graphite hollow cathode. The evolution of the carbonitrided layer in function of the temperature and the composition of the gaseous mixture was studied. Experiments were carried out in two gas mixtures: 10% N2 + 80% H2 + 10% Ar + vaporized carbon e 20% N2 + 70% H2 + 10% Ar + vaporized carbon. The carbon vapor is obtained during the process by sputtering of a graphite hollow cathode, developed to allow the insertion of samples to be treated, with no contact with it, characterizing them in the treatment of floating potential. By applying a thermal gradient along the sample, the microstructure of the layers formed can be evaluated for a range of temperatures (450 a 550ºC). In order to compare the processes, a condition of nitriding in the gas mixture 20% N2 + 70% H2 + 10% Ar was investigated, also in a gradient of temperature system. The techniques used for characterization of the samples were: X-ray Diffraction (XRD), Optical Microscopy (OM), Scanning Electron Microscopy (SEM), Energy Dispersive X-ray Spectroscopy (EDX), Wave-length Dispersive X-ray Spectroscopy (WDX) and Microhardness Vickers measurements. The formation of diffusion layers and the presence of phases of nitrides (ε-Fe2-3(C,N), γ -Fe4(C,N), CrN) was detected in nitrocarburized samples of stainless steel AISI 304. The results show that plasma nitrocarburizing, in flotation potential, is a feasible and effective process for the surface treatment of materials. It is alternative to conventional nitrocarburizing, forming thick and homogeneous composite layers, and can considerably increase the surface hardness of austenitic stainless steel AISI 304. / Amostras de aço inoxidável austenítico AISI 304 são submetidas ao processo de nitr lasma em potencial flutuante em catodo oco de grafite. A evolução da cam da de carbonitretos em função da temperatura e da composição da mistura gasosa é estudada. Foram realizados experimentos em duas misturas gasosas: 10% N2 + 80% H2 + 10% Ar + carbono vaporizado e 20% N2 + 70% H2 + 10% Ar + carbono vaporizado. O vapor de carbono é obtido durante o processo mediante o sputtering de um catodo oco de grafite, desenvolvido de modo a permitir a inserção das amostras a serem tratadas, sem que houvesse contato com ela, caracterizando o tratamento das mesmas em potencial flutuante. Através da aplicação de um gradiente térmico ao longo da amostra podem-se avaliar as microestruturas das camadas formadas para uma faixa de temperaturas (450 a 550ºC). Para com aração de processos, uma condição de nitretação de mistura gasosa 20% N2 + 70% H2 + 10% Ar foi estudada, também em um sistema de gradiente de temperatura. As técnicas utilizadas para a caracterização das amostras foram: Difratometria de Raios-X (DRX), Microscopia Ótica (MO), Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV), Espectroscopia por Dis rsão de Energia de Raios-X (EDX), Espectroscopia por Dispersão de Comprimento de Onda de Raios-X (WDX) e Microdureza Vickers (MDV). Detectou-se a formação de cam das de difusão e a presença de fases de nitretos (ε-Fe2-3(C,N), γ -Fe4(C,N), CrN) nas amostras de aço AISI 304 nitrocarbonetados. Os resultados mostram que a nitr a, em potencial flutuante, é um processo viável e eficiente para o tratamento superficial de materiais. É alternativo a nitrocarbonetação convencional, formando camadas de compostos espessas, homogêneas e pode aumentar consideravelmente a dureza superficial do aço inoxidável austenitico AISI 304.

Made available in DSpace on 2016-12-08T17:19:35Z (GMT). No. of bitstreams: 1 Valdir Celestino da Silva 001.pdf: 2373072 bytes, checksum: 65b9aa63684548429d915232e6a0aeb7 (MD5) Previous issue date: 2003-02-28 / Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior / The high speed steels have constituted since end of century XIX an important class of material with elevated performance for utilization in cutting tools and as structural components. These materials constitute basically of a martensitic matrix contend primary carbides of 1 10 µm in diameter, formed during the solidification of molten steel, and contend still a dispersion much finer of than 100 nm secondary carbides, which precipitate during further treatment. The objective of the present work is the obtainment of a metallic matrix composite, mixing TiCN's carbides and WC powder in the high speed steel M2 (6%W, 5%Mo, 4%Cr, 2%V, balance Fe) matrix powder, in small proportions in weight, to evaluate the expansion, transverse rupture strength and the wear resistance, after sintering process. The goal of obtaining the best particles distribution added of reinforcement, and to minimize coarse of the present carbides in the matrix, the samples were going prepared using the powder metallurgy technique. This technical it introduced versatile for the several studied compositions preparation, elevated densification are obtainment in sintering, besides a process control with appreciable precision. The accomplished tests of dilatometria (DLT), transverse rupture resistance (TRS) and resistance to the waste introduced indicative results in TiCN's use and WC like reinforcement in the high speed steel base M2, being these accompanied of microanalyses obtained through metalografic optic and scanning electronic microscopy (SEM), the which ones introduced of illustrious form the promoted influence for each one of the used carbides. The results obtained for each added carbide they introduce promising in the use of these reinforcements for the searched high speed steel base, could expand their considerations for others classes high speed steel bases M and T. / Os aços rápidos constituem desde o final do século XIX uma importante classe de materiais de elevado desempenho para utilização em ferramentas de usinagem e como componentes estruturais. Estes materiais constituem-se basicamente de uma matriz martensítica contendo carbonetos primários de 1 10 µm em diâmetro, formados durante a solidificação do aço fundido, contendo ainda uma dispersão muito mais fina de carbonetos secundários menores que 100 nm, os quais precipitam durante o tratamento térmico posterior de revenimento. O presente trabalho objetiva a obtenção de um compósito de matriz metálica, adicionando-se em separado os carbonetos de TiCN e de WC na matriz de aço rápido M2 (6%W, 5%Mo, 4%Cr, 2%V, balanço Fe), em pequenas proporções em peso, para estudar-se as alterações ocorridas na dilatação, resistência à flexão e ao desgaste, promovidas pelos componentes adicionados ao material base. Com o objetivo de obter-se a melhor distribuição das partículas adicionadas de reforço, e minimizar o coalescimento dos carbonetos presentes na matriz, as amostras foram preparadas utilizando-se a técnica de metalurgia do pó. Esta técnica apresentou-se versátil para a preparação das diversas composições estudadas, na obtenção de elevadas densificações dos sinterizados, além de um controle de processo com apreciável precisão. Os ensaios realizados de dilatometria (DLT), resistência à flexão (TRS) e resistência ao desgaste apresentaram resultados indicativos no uso de TiCN e WC como reforço na base de aço rápido M2, sendo estes acompanhados de análises microestruturais obtidas através de metalografia ótica e microscopia eletrônica de varredura (MEV), os quais apresentaram de forma clara a influência promovida por cada um dos carbonetos utilizados. Os resultados obtidos para cada carboneto adicionado apresentam-se promissores no uso destes reforços para a base de aço rápido pesquisada, podendo-se expandir suas considerações para outras bases de aço rápido das classes M e T.

Made available in DSpace on 2016-12-08T17:19:36Z (GMT). No. of bitstreams: 1 pre_textuais.pdf: 46211 bytes, checksum: dce5172d88a6845f1b31230f1e6211fd (MD5) Previous issue date: 2010-07-15 / Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior / The recent advancements in numerical methods have led to the development of commercial software specifically designed to simulate metal forming processes, such as forging, extrusion and deep drawing amongst others. The simulation of these problems requires a prior knowledge of the mechanical properties of materials, e.g. elastic and plastic parameters. Therefore, it is important to develop strategies and algorithms able to accurately evaluate such properties. The present work is inserted within such context and aims at studying and implementing methodologies, known as parameter identification, to determine the yield stress and hardening parameters. This technique combines (i) numerical modelling of the elasticplastic deformation process and (ii) optimization methodologies to determine material parameters. The former uses the finite element method allied to an implicit time integration scheme based upon an updated Lagrangean formulation for elastic-plastic materials at finite trains, whereas the latter is makes use of six distinct approaches, i.e., iterative onedimensional golden section and bisection techniques, multi-dimensional steepest descent and the BFGS quasi-Newton gradient-based method, evolutionary algorithm, based on a genetic algorithm, and a hybrid algorithm proposed in this work. The latter combines the evolutionary algorithm and the BFGS quasi-Newton gradient-based method. The parameter identification methodology was first applied to a reference problem aiming at validating and studying the characteristics of the optimization methods used in this work. The hybrid algorithm was used to identify the parameters of the hardening curve of laminated steel AISI 1045 based on the experimental results of tensile tests of cylindrical specimens prepared according to standards ABNT NBR ISO 6892 and ASTM E 8 M. The advantage of applying the hybrid algorithm, compared to gradient-based methods, is the independence on initial estimates of material parameters. / Os avanços na pesquisa de métodos numéricos têm levado ao desenvolvimento de programas comerciais voltados para a simulação de processos de conformação mecânica, tais como forjamento, extrusão e embutimento dentre outros. A simulação numérica destes problemas requer o conhecimento das propriedades elásticas e plásticas dos materiais, tornando-se imperativo o desenvolvimento de estratégias capazes de determinar tais propriedades com precisão. O presente trabalho está inserido neste contexto, tendo por objetivo o estudo de metodologias conhecidas por identificação de parâmetros. Estas técnicas visam determinar parâmetros da relação constitutiva do material e combinam (i) o modelamento numérico do processo de deformação elasto-plástico e (ii) métodos de otimização. O primeiro utiliza o Método dos Elementos Finitos aliado a uma integração implícita da equação de equilíbrio a uma formulação Lagrangeana atualizada, elasto-plástica que contempla deformações finitas. Para a solução do problema de otimização são utilizados seis métodos distintos: métodos unidimensionais como o da Seção Áurea e Bisecção, estratégias multidimensionais baseadas em gradiente como o método da Máxima Descida e Quasi-Newton BFGS, um método Evolucionário, baseado nos algoritmos genéticos, e um Método Híbrido proposto neste trabalho. Este último é formado pelo Método Evolucionário e o método de Quasi-Newton BFGS. O procedimento de identificação de parâmetros foi aplicado inicialmente em um problema de referência para validar e estudar a característica dos métodos de otimização utilizados. Em seguida foi usado o Método Híbrido para identificar os parâmetros da curva de encruamento de um aço AISI 1045 laminado a partir dos resultados experimentais do ensaio de tração de corpos de prova cilíndricos preparados conforme as normas ABNT NBR ISSO 6892 e ASTM E 8 M. Foi possível demonstrar a vantagem da aplicação do Método Híbrido, em relação ao método baseado em gradiente, por não depender de uma estimativa inicial dos parâmetros materiais.

Made available in DSpace on 2016-12-08T17:19:36Z (GMT). No. of bitstreams: 1 Ricardo Unfer.pdf: 5026505 bytes, checksum: b1a9b812ca57fee435c193dd97394575 (MD5) Previous issue date: 2004-03-26 / Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior / A computerized prototype machine for cold torsion testing has been developed, constructed and tested in the Laboratory of Metal Forming at UDESC (University the State the Santa Catarina) - Joinville. The equipment consists of a horizontal torsion machine, employing an electric motor, a wheel, a horizontal axle and a control and acquisition data system. The goal of this torsion test machine is to simulate the conditions of industrial processing of metals as cold upsetting and rolling. Experimental tests were carried out at a constant angular speed which imposed a constant shear strain rate to the specimen. Setting the rotation speed to 60 rpm, it was possible to simulate the initial operation stage of sheet metal rolling process which utilizes the strain rate of about 2/s, and by increasing it up to the strain rate of 10/s , the final sheet calibration stage could be simulated (in cold rolling). To attain good repetibility of results in the torsion tests, the angular velocity must be controlled carefully to provide a sound bases for understanding the plotted curves and its features. The torsion test has been carried out on materials such as annealed steel 1020, brass, pure copper and pure aluminium. The mechanical behavior of the metallic materials until fracture can be studied considering the rupture type (how for example is the features of ductile and brittle fracture). This test has been used to determine the mechanical properties of those metals after the plastic flow has taken place (as for example τesc, τmáx, τrup e n workhardening) that are obtained from the torque (M) versus twist angle (θ) curves. Thus, from measurements of the torque (M - Nm) and the angle of twist (θ - degree), it was possible to construct the shear stress (τ) versus shear strain (γ), equivalent stress ( σ) versus equivalent strain ( ε) curves and obtain the work-hardening equations. The obtained results from the cold torsion tests has shown that the machine of plastic torsion is adequate for laboratory simulation of material in cold rolling and forging studies and also for the determination of mechanical properties of metallic materials. The observed equivalent stress and equivalent strain curves have shown that the total elongation or strain to fracture εf has not shown a meaningful increase with the strain rate for 1020 steel performed in simple tensile (strain rate 1,7x10-3/s) and plastic torsion (strain rate 2/s) : 16,5% in tensile test and 13,5% in torsion test, see figure 5.9. However, in the case of brass (εf 35% in tensile and 15% in torsion, figure 5.10 ); for copper (18% in tensile and 47% in torsion, see figure 5.11) and for aluminium (10% in tensile and 53% in torsion, see figure 5.12), all material were annealed. That is, for the same strain rate conditions as steel, these materials have shown a relevant increase in elongation for torsion test, or these materials have larger plastic strain before arriving fracture, although they have been tested in torsion with a higher strain rate compared with the simple tensile tests. According to the torque (M) versus twist angle (θ) curves for annealed 1020 steel, annealed brass, annealed copper and annealed aluminium, it was observed that tubular specimens have ruptured almost immediately after arriving the maximum torque or the plastic instability point. That is, rupture occurred immediately after the instability point has been attained, suggesting that rupture mechanisms are associated to the mechanics of instability. However, there is a subtile difference of material behavior: copper and aluminium have presented an extra small strain after the point of maximum. In view of this, it can be asserted that in torsion test of metals there is also the occurrence of the instability phenomena and the plastic strain localization in the narrow rupture band. Although, local necking has not been noted as in simple tension test. / O presente trabalho teve como objetivo o desenvolvimento, operação e ensaios de uma máquina protótipo automatizada para a realização de ensaios de torção plástica a frio. O projeto e operação da máquina foram realizados no Laboratório de Conformação Mecânica da UDESC - Joinville (Universidade do Estado de Santa Catarina). Este equipamento consiste de uma máquina horizontal de ensaio de torção por meio do acionamento de um motor elétrico, volante, eixo e um sistema de controle e aquisição de dados. A finalidade deste protótipo é realizar ensaios com materiais metálicos a fim de simular o comportamento à deformação plástica que ocorrem nos processos industriais de conformação de metais como na laminação e no forjamento a frio. Os ensaios são realizados com uma rotação constante que impõe uma taxa de deformação de cisalhamento constante. Variando-se as velocidades de deformação dos ensaios (através da mudança da rotação), é possível simular a laminação que utiliza taxas de deformações de 2/s no início do processo ou na etapa de desbaste até uma taxa de 10/s no acabamento final (no caso da laminação a frio). Sendo importante ressaltar que em relação a máquina de torção plástica, é necessário controlar e definir as velocidades de deformação para se obter uma boa repetibilidade de resultados. Através destes ensaios é possível determinar as propriedades mecânicas dos materiais tais como o módulo de elasticidade de cisalhamento (G), tensão limite de escoamento (τesc), tensão máxima (τmáx), tensão de ruptura (τrup), índice de encruamento (n) e coeficiente de sensibilidade à taxa de deformação. Pode-se investigar tanto o comportamento mecânico como o tipo de fratura (dúctil ou frágil) e os mecanismos de ruptura que ocorrem na realização do ensaio de torção plástica. No caso do aço SAE 1020, cobre, latão e alumínio recozidos os corpos de prova maciços e ocos (tubular) apresentaram uma fratura dúctil. O número de corpos de prova utilizados para os ensaios de torção plástica para o aço SAE 1020, latão e cobre recozidos foram 2 maciços e 2 ocos (tubulares) e para o alumínio 1 maciço e 2 ocos (tubulares). De acordo com os resultados obtidos através da máquina de torção plástica não foi possível simular as mesmas condições de deformação que ocorrem no processamento industrial na laminação a frio devido limitações no sistema de aquisição de dados. Estas limitações ocorrem em função da placa (taxa de transferência de 187,5 Kbs) utilizada que apresentou uma baixa taxa de transferência de dados do CLP (controlador lógico programável) para o programa elipse scada. Foi utilizada então uma taxa de deformação de 2/s 61 rpm (que é similar ao desbaste inicial no processo de laminação a frio) em função da limitação do equipamento de se variar este parâmetro, que se aproximou do desbaste inicial na laminação a frio. Para determinação do m (sensibilidade a taxa de deformação) utilizaram-se curvas de tensão verdadeira logarítmica versus deformação verdadeira logarítmica obtidos nos ensaios de tração simples considerando uma média de 3 valores de deformação verdadeira para o aço SAE 1020 e alumínio recozidos com os diferentes valores de tensão verdadeira nas duas taxas de deformações usadas nestes ensaios que foram de 0,17x10-2/s e 3,34x10-2/s que se mantiveram constates. Para os materiais latão e cobre recozidos as mesmas curvas não apresentaram variação de valores de tensão verdadeira para as duas taxas consideradas, portanto o valor de m para estes materiais é zero. Neste caso não foi possível calcular a sensibilidade a taxa de deformação m nos ensaios de torção plástica, sendo necessário utilizar os mesmos valores obtidos nos ensaios de tração simples (como ponto de partida para os cálculos de tensão de cisalhamento e deformação de cisalhamento) , onde utilizaram-se 2 corpos de prova para o aço SAE 1020, latão, cobre e alumínio recozidos realizados na máquina universal de ensaios mecânicos. Para se determinar as curvas de tensão de cisalhamento versus deformação, tensão equivalente versus deformação equivalente e as equações da plasticidade do aço SAE 1020, latão, cobre e alumínio recozidos, utilizaram-se os valores obtidos da aquisição de dados pelo programa elipse scada gerados em uma tabela contendo torque (Nm) e ângulo de rotação (graus), que por sua vez é convertida para o programa da Microsoft Excel. Através dos valores de torque e ângulo de rotação convertido para o Excel utilizaram-se as equações específicas (de acordo com os capítulos 4 e 5) para os corpos de provas maciços e ocos (tubulares) usados nos ensaios de torção plástica. Nas curvas de tensão equivalente versus deformação equivalente observou-se que com a variação da taxa de deformação no aço SAE 1020 realizada nos ensaios de tração simples (taxa de 1,7x10-3/s) e torção plástica (taxa de 2/s) que não apresentou um aumento significativo na ductilidade ou alongamento total εf do material (16,5% na tração e 13,5% na torção , ver fig. 5.9 ). Já no caso do latão (εf : 35% na tração e 15% na torção, fig. 5.10 ), para o cobre (18% na tração e 47% na torção, fig. 5.11) e para o alumínio (10% na tração e 53% na torção, fig. 5.12) todos recozidos. Para os mesmos valores de taxa de deformação do latão, cobre e alumínio apresentaram um aumento significativo no alongamento total na torção, ou seja, estes materiais se deformaram mais antes de atingir a ruptura, embora tenha-se um aumento da velocidade de deformação realizada nos ensaios de torção plástica comparado com a tração simples. De acordo com as curvas de torque versus ângulo de rotação para o aço SAE 1020, latão, cobre e alumínio recozidos observou-se que os corpos de prova ocos (tubulares) romperam quase imediatamente após atingirem o torque máxima sendo este o ponto de instabilidade plástica. Ou seja, a ruptura ocorreu imediatamente após atingir o ponto de instabilidade, sugerindo que a ruptura é devido a mecanismo associado a mecânica da instabilidade. Entretanto, existe alguma diferença sutil de comportamento entre os materiais: o cobre e o alumínio tiveram uma pequena deformação extra após o ponto de máximo. Em vista disto, podemos afirmar que no ensaio de torção plástica de metais, também temos a ocorrência do fenômeno da instabilidade e da localização da deformação plástica na estreita faixa da ruptura. Entretanto, praticamente não se observa a formação de uma redução no diâmetro útil dos cdps de torção como ocorre nos cdps de tração simples