ÍMÃS COMPÓSITOS À BASE DE Nd-Fe-B E PA12 OBTIDOS POR MANUFATURA ADITIVA
Dissertação submetida ao Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais da Universidade Federal de Santa Catarina para a obtenção do Grau de Mestre em Engenharia de Materiais
Orientador: Prof. Dr. Paulo A. P. Wendhausen Coorientador: Prof. Dr. Carlos H. Ahrens
Ficha de identificação da obra elaborada pelo autor
através do Programa de Geração Automática da Biblioteca Universitária da UFSC.
Agradeço primeiramente ao professor Dr. Paulo A.P. Wendhausen pela oportunidade de trabalho no laboratório Magma e por nortear o tema da minha pesquisa com várias sugestões e críticas. Além disso, sou grato quanto à oportunidade concedida em apresentar meu trabalho no exterior, onde pude experienciar algo que eu ainda não tinha vivenciado.
Agradeço ao professor Dr. Carlos Henrique Ahrens por discussões pertinentes ao assunto, com enfoque na área da manufatura aditiva e por lembrar sempre, em diversas situações, sobre a função do mestrado, que é a de despertar e desenvolver o espírito de pesquisador no engenheiro, transformando-o em engenheiro pesquisador.
Agradeço ao Msc. José Maria Mascheroni, proprietário da empresa Alkimat, por ter dado o pontapé inicial e fabricado as amostras necessárias para o desenvolver desse estudo.
Aos amigos do laboratório MAGMA e NIMMA que ajudaram no desenvolvimento desse trabalho. Em especial, ao aluno Arthur Mascheroni, que colaborou em diversas tarefas e discussões sobre o assunto dessa dissertação.
À Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior (CAPES) e ao conselho nacional de desenvolvimento científico e tecnológico (CNPq) pela concessão da bolsa de mestrado, por meio do programa INCT-PATRIA, Instituto Nacional de Tecnologia de Processamento e Aplicações de Ímãs de Terras Raras para Indústria de Alta Tecnologia.
À minha namorada Claudete Krenkel, por aturar meus desabafos e ter muita paciência comigo.
Aos meus pais, Ivan Tadeu Baldissera e Miria Tereza Borsatto Baldissera e ao meu irmão, Alexandre, por compartilhar suas experiências em momentos difíceis e por estarem juntos em ocasiões de felicidade e de união.
Os ímãs compósitos à base de Nd-Fe-B, formados pela união entre ligante polimérico e pó ferromagnético, são comumente produzidos via moldagem por injeção e compressão. Ambos os processos assimilam o conceito near net shape (próximo da forma final), em que a peça é produzida na geometria muito próxima à requerida pelo desenho técnico, para ser magnetizada em etapa posterior a sua moldagem. Para obter a geometria da peça é necessário o emprego de moldes que apresentam elevados custos e requerem um prazo extenso para sua fabricação, especialmente quando se tratam de peças de elevada complexidade geométrica. Visando essa redução de custos e de prazos, mas integrando o conceito near net shape, sem requerer a utilização de moldes, o processo de manufatura aditiva vem sendo considerado como uma alternativa de fabricação a ser investigada. Entre as diferentes técnicas de manufatura aditiva atualmente existentes, as que empregam o princípio da fusão de leito de pó, mediante a ação de um feixe de laser, são uma opção pouco explorada e compreendida. Esse trabalho tem por objetivo contribuir para o entendimento da fabricação de imãs compósitos formados pelos pós de Nd-Fe-B e de poliamida 12, a partir de geometria fabricada pelo processo de fusão de leito de pó. Os parâmetros de processos escolhidos para análise foram a potência de laser, espessura de camada e espaçamento entre varreduras. A atuação de três diferentes combinações dos parâmetros de processo sobre a mistura de pós foi avaliada. Os resultados evidenciaram que é possível ocorrer a consolidação da mistura de pós e consequente formação de um ímã compósito. De acordo com o esperado, menores valores de espessura de camada e de espaçamento entre varreduras resultaram em valores superiores de densidade e de propriedades magnéticas. O maior valor de densidade obtido entre os ímãs foi de 3,78 g/cm³ e o menor foi de 2,95 g/cm³, partindo de uma mistura com densidade aparente de 2,8 g/cm³. A porosidade residual dos ímãs variou entre 15 % e 40 %. O emprego da potência de laser de 60 W no processamento ocasionou a redução da coercividade dos ímãs para valores abaixo do mínimo especificado da matéria-prima utilizada. Nessa mesma potência, algumas amostras mostraram alterações dimensionais. A investigação do sistema particulado revelou não ter ocorrido mistura efetiva entre os pós metálico e polimérico e que a adição de poliamida 12,
reduziu a escoabilidade e a densidade aparente do pó ferromagnético. Por fim, a comparação dos resultados obtidos da fusão de leito de pó com os de outras técnicas convencionais de manufatura aditiva, relatadas na literatura especializada, mostrou que os ímãs produzidos por fusão de leito de pó resultaram em maiores valores de densidade, remanência e produto-energia máximo, demonstrando ser uma alternativa promissora para a fabricação de ímãs compósitos à base de Nd-Fe-B.
Palavras-chave: Ímãs compósitos à base de Nd-Fe-B; Manufatura aditiva; Fusão de leito de pó; Densidade; Propriedades magnéticas.
The based Nd-Fe-B bonded magnets formed through union of polymeric binder and ferromagnetic powder are commonly produced by injection and compression moulding. Both processes assimilate near net shape concept, in which part is produced closely to the geometry required by technical drawing, to be magnetized in a step after its moulding. To obtain the part geometry, is needed to engage moulds that present elevated costs and require a wide due time for its manufacturing, specially for parts with high geometric complexity. Aiming costs and due time reduction, but comprising near net shape concept, without requiring the use of moulds, additive manufacturing process has been considered as a manufacturing alternative to be investigated. Among different additive manufacturing techniques currently available, the ones that apply the powder bed fusion principle, as a result of laser beam effect, are an option little explored and understood. The objective of this work is to contribute for the acquaintance of bonded magnets manufacturing formed by Nd-Fe-B and PA12 powders, from a geometry fabricated by powder bed fusion process. The chosen process parameteres for analysis were laser power, layer thickness and hatch spacing. The performance of three different combinations of the process parameters over the powder mixture was evaluated. The results evidenced that the powder mixture consolidation and consequent bonded magnet formation is achievable. As expected, inferior values of layer thickness and hatch spacing resulted in superior values of density and magnetic properties. The higher value of density, obtained among magnets was 3,78 g/cm³ and the lower was 2,95 g/cm³, starting from a mixture with apparent density of 2,8 g/cm³. The residual porosity of magnets varied between 15 % and 40 %. The use of laser power of 60 W for processing caused reduction in magnet coercivity to values lower to the minimum specified of the used raw material. In this same laser power, some samples demonstrated dimensional alteration. The investigation of the powder system revealed that effective mixture between metallic and polymeric powders did not occur and that addition of polyamide 12 reduced flowability and apparent density of the ferromagnetic powder. At last, the comparison of obtained results of powder bed fusion to other usual additive manufacturing techniques, related in the specialized literature, showed that magnets produced by powder bed fusion
resulted in the highest values of density, remanence and maximum energy product, demonstrating to be a promising alternative for based Nd-Fe-B bonded magnets manufacturing.
Keywords: Based Nd-Fe-B bonded magnets. Additive manufacturing. Powder bed fusion. Density; Magnetic properties.
Figura 1 - Magnetização do material em função do campo magnético aplicado H. ... 32 Figura 2 - Esquema ilustrativo da subdivisão dos domínios magnéticos para redução da energia magnetostática. ... 34 Figura 3 - Estrutura de domínios magnéticos em um material policristalino. ... 35 Figura 4 - (a) Ciclo de histerese de um ímã permanente ideal: indução (B) vs. campo magnético (H); Polarização (J) vs. H; (b) Primeiro e segundo quadrante de um ciclo de histerese J vs. H de um típico ímã permanente. Os círculos enumerados são a representação esquemática dos estados magnéticos: 1. Distribuição isotrópica dos momentos magnéticos em um estado termodinamicamente estável; 2. Estado intermediário durante a magnetização; 3. Estado próximo à saturação; 4. Polarização remanente após remoção do campo aplicado; 5. e 6. Polarização nula. Deve ser notado que o estado magnético numerado com 3 deveria estar situado a uma posição superior em relação a J para ser consistente com a representação prática. ... 36 Figura 5 - Linha cronológica da fabricação de ímãs permanentes e seus respectivos valores de (BH)max. ... 41
Figura 6 - Representação esquemática do pó monocristalino na matriz de compactação: a) sem alinhamento magnético; b) com alinhamento magnético. ... 43 Figura 7 - Imagem da microestrutura de um ímã à base de Nd-Fe-B obtida por microscopia eletrônica de varredura no modo de elétrons retroespalhados. As regiões cinza escuro são da fase Nd2Fe14B e as mais
claras da fase rica em Nd. ... 43 Figura 8 - Alternativas de processamento e características de cada processo para a produção de ímãs compósitos. ... 44 Figura 9 - Comparação das curvas de histerese de um ímã isotrópico, obtido por melt-spinning e um ímã anisotrópico, obtido por sinterização. ... 46 Figura 10 - Imagem obtida por microscopia eletrônica de transmissão de uma microestrutura de nanogrãos da fase Nd2Fe14B1 produzida por
lingotamento de tiras. ... 47 Figura 11 - Esquema simplificado do processo de lingotamento de tiras. ... 48 Figura 12 - Processo de atomização a gás utilizado para produzir pós esféricos à base de Nd-Fe-B. ... 49 Figura 13 - Comparação das curvas do segundo quadrante de um ímã processado via moldagem por compressão (CM) e via moldagem por injeção (IM) ... 51 Figura 14 - Etapas sequenciais para fabricação de um componente por AM. ... 53
Figura 15 - Representação gráfica simplificada da câmara de processamento de um equipamento de FLP. ... 56 Figura 16 - Representação gráfica dos parâmetros atuantes no processo FLP. ... 58 Figura 17 - Análise de calorimetria diferencial de varredura (DSC) da PA12 realizada com taxas de 10 ºC/min de aquecimento e resfriamento. ... 62 Figura 18 - Representação esquemática dos componentes de fabricação do processo de jateamento de aglutinante. ... 66 Figura 19 - Representação esquemática do processo de extrusão de material, com alimentação a partir de filamento ... 68 Figura 20 - Mecanismo de deposição de camada pela técnica BAAM, alimentado por pellets. ... 69 Figura 21 - Planejamento experimental proposto para condução do estudo. ... 76 Figura 22 - Esquema da estratégia de varredura utilizada. As setas vermelhas indicam o sentido de varredura do feixe de laser. ... 81 Figura 23 - Representação virtual das dimensões do ímã produzido e o ímã obtido por FLP ... 83 Figura 24 - Imagens obtidas por microscopia eletrônica de varredura do pó MQP-S-9-8: a) Imagem com aumento de 200 vezes; b) Imagem com aumento de 800 vezes. ... 88 Figura 25 - Distribuição do tamanho de partícula do pó ferromagnético realizada por difração a laser. ... 88 Figura 26 – Aparência da mistura após mistura dos pós de Nd-Fe-B e PA12. A poliamida 12 encontra-se segregada nas regiões de cor branca ... 91 Figura 27 – Imagens obtidas por microscopia eletrônica de varredura: a) aumento de 200 vezes; b) aumento de 550 vezes ... 92 Figura 28 - Alterações dimensionais causadas pelo excesso de aquecimento durante o processamento da mistura: a) Vista frontal evidenciando a diferença de altura H entre os ímãs; b) Vista superior mostrando a diferença de diâmetro das amostras... 112 Figura 29 - Imagens da microestrutura do ímã efetuadas por microscopia eletrônica de varreduras: a) Microestrutura de um ímã FLP previamente à etapa de compressão isostática. As regiões indicadas com setas vermelhas apresentam poros; b) Microestrutura de um ímã FLP após etapa de compressão isostática. ... 117 Figura 30 - Imagens da microestrutura de um ímã FLP obtidas por microscopia eletrônica de varredura: a) Imagem obtida com 180 vezes de aumento; b) Imagem obtida com 600 vezes de aumento. As setas vermelhas em ambas as imagens indicam a existência de poros. ... 120 Figura 31 - Imagens da microestrutura do ímã obtido por FLP; a) Imagem obtida sob aumento de 1500 vezes; b) Imagem obtida utilizando o modo
Figura 32 - a) Imagem obtida por MEV de uma camada de mistura depositada sobre o suporte; b) Representação esquemática do arranjo da mistura em uma determinada espessura de camada. ... 123 Figura 33 - Comparação das propriedades magnéticas dos ímãs compósitos obtidos por processos convencionais e por fusão de leito de pó. ... 127 Figura 34 - Análise de calorimetria diferencial por varredura (DSC) da PA12 utilizada... 157 Figura 35 - Micrografias da PA12 utilizada. Á esquerda, ampliação de 100 vezes e à esquerda, ampliação de 500 vezes ... 158 Figura 36 - Distribuição do tamanho de partícula da PA12 ... 158
LISTA DE GRÁFICOS
Gráfico 1 - Comparação das curvas de histerese no segundo quadrante das amostras fabricadas na condição IIA. Ressalta-se que a amostra 3 é a de maior densidade. ... 93 Gráfico 2 - Relação da densidade com a espessura de camada em ímãs processados sob potência de laser de 40 W e espaçamento entre varreduras de 200 µm ... 94 Gráfico 3 - Relação da densidade com a espessura de camada em ímãs processados sob potência de laser de 40 W e espaçamento entre varreduras de 300 µm ... 95 Gráfico 4 - Relação da Hcj com a espessura de camada em ímãs
processados sob potência de laser de 40 W e espaçamento entre varreduras de 200 µm ... 97 Gráfico 5 - Relação da Hcj com a espessura de camada em ímãs
processados sob potência de laser de 40 W e espaçamento entre varreduras de 300 µm. ... 98 Gráfico 6 - Relação da densidade com a espessura de camada em ímãs processados sob potência de laser de 50 W e espaçamento entre varreduras de 200 µm. ... 100 Gráfico 7 - Relação da densidade com a espessura de camada em ímãs processados sob potência de laser de 50 W e espaçamento entre varreduras de 300 µm ... 101 Gráfico 8 - Relação da Hcj com a espessura de camada em ímãs
processados sob potência de laser de 50 W e espaçamento entre varreduras de 200 µm. ... 103 Gráfico 9 - Relação da Hcj com a espessura de camada em ímãs
processados sob potência de laser de 50 W e espaçamento entre varreduras de 300 µm. ... 104 Gráfico 10 - Relação da densidade com a espessura de camada em ímãs processados sob potência de laser de 60 W e espaçamento entre varreduras de 200 µm. ... 106 Gráfico 11 - Relação da densidade com a espessura de camada em ímãs processados sob potência de laser de 60 W e espaçamento entre varreduras de 300 µm ... 107 Gráfico 12 - Relação da Hcj com a espessura de camada em ímãs
processados sob potência de laser de 60 W e espaçamento entre varreduras de 200 µm. ... 109 Gráfico 13 - Relação da Hcj com a espessura de camada em ímãs
processados sob potência de laser de 60 W e espaçamento entre varreduras de 300 µm ... 110 Gráfico 14 - Análise do padrão de difração de raios-X da mistura antes e após processo FLP. O padrão de coloração preta refere-se pó ferromagnético fornecido. O padrão de cor vermelha, ao ímã FLP. .... 112
Gráfico 16 - Influência da densidade dos ímãs na propriedade magnética
de remanência. ... 118
Gráfico 17 - Comparação das propriedades magnéticas de um ímã FLP antes e após aquecimento ... 125
Gráfico 18 - Condição IA... 147
Gráfico 19 - Condição IIA ... 147
Gráfico 20 - Condição IIIA ... 147
Gráfico 21 - Condição IVA ... 148
Gráfico 22 - Condição VA ... 148
Gráfico 23 - Condição VIA ... 148
Gráfico 24 - Condição IB ... 149
Gráfico 25 - Condição IIB ... 149
Gráfico 26 - Condição IIIB ... 149
Gráfico 27 - Condição IVB ... 150
Gráfico 28 - Condição VB ... 150
Gráfico 29 - Condição VIB ... 150
Gráfico 30 - Condição IC ... 151
Gráfico 31 - Condição IIC ... 151
Gráfico 32 - Condição IIIC ... 151
Gráfico 33 - Condição IVC ... 152
Gráfico 34 - Condição VC ... 152
Gráfico 35 - Condição VIC ... 152
Gráfico 36 - Estudo de extração de PA12 para diferentes temperaturas. ... 154
LISTA DE QUADROS
Quadro 1 - Características dos processos de moldagem por injeção e por compressão ... 50 Quadro 2 - Classificação das técnicas de fusão de leito de pó ... 55 Quadro 3 - Principais propriedades do pó MQP-B-20173-070 e seus respectivos valores... 66 Quadro 4 - Propriedades magnéticas do ímã compósito obtido por jateamento de aglutinante ... 67 Quadro 5 - Principais propriedades pó MQP-S-11-9 e seus respectivos valores ... 68 Quadro 6 - Propriedades magnéticas do ímã compósito obtido por extrusão de material ... 69 Quadro 7 - Principais propriedades do MQP-B+-10118-070 e seus respectivos valores... 70 Quadro 8 - Propriedades magnéticas do ímã compósito obtido por BAAM ... 70 Quadro 9 - Propriedades magnéticas do ímã sinterizado fabricado por FLP ... 71 Quadro 10 - Comparação das características das MPs utilizadas e resultados das propriedades dos ímãs obtidos em cada técnica de AM . 73 Quadro 11 - Principais propriedades do pó MQP-S-9-8,escolhido para a fabricação de ímãs ... 77 Quadro 12 - Principais propriedades do pó PA12 – S 1550 ... 79 Quadro 13 - Especificações do equipamento LaserFunde ... 80 Quadro 14 - Parâmetros mantidos constantes durante a fabricação das amostras ... 81 Quadro 15 - Valores dos parâmetros de processos utilizados na condição A ... 82 Quadro 16 - Valores dos parâmetros de processos utilizados na condição B ... 82 Quadro 17 - Valores dos parâmetros de processos utilizados na condição C ... 83 Quadro 18 - Comparação dos valores informados na especificação técnica do pó MQP-S-9-8 com os resultados obtidos ... 87 Quadro 19 - Comparação entre a distribuição granulométrica da especificação técnica com os resultados obtidos ... 89 Quadro 20 - Comparação da escoabilidade e densidade aparente do pó ferromagnético com a mistura ... 90 Quadro 21 - Propriedades dos ímãs fabricados nas condições IA e IIA 93 Quadro 22 - Propriedades dos ímãs fabricados nas condições IIB e IB. 99 Quadro 23 - Propriedades dos ímãs fabricados nas condições IIB e IB ... 105 Quadro 24 - Desvios-padrões relacionados a densidade para condição de processo ... 114
CIP ... 117 Quadro 27 - Estimativa da porosidade residual dos ímãs ... 118 Quadro 28 - Influência da porosidade residual nas propriedades magnéticas ... 119 Quadro 29 - Comparação das características das MPs utilizadas e resultados das propriedades dos ímãs obtidos em cada técnica de AM126 Quadro 30 - Resultados das propriedades magnéticas e da densidade para a condição A ... 144 Quadro 31 - Resultados das propriedades magnéticas e da densidade para a condição B... 145 Quadro 32 - Resultados das propriedades magnéticas e da densidade para a condição C... 146 Quadro 33 - Resultados da extração de PA12 para diferentes temperaturas ... 155 Quadro 34 - Comparação entre as propriedades físicas da especificação técnica do fabricante com os resultados obtidos ... 157 Quadro 35 - Comparação entre as propriedades térmicas especificadas pelo fabricante e os resultados obtidos ... 157 Quadro 36 - Resultados da distribuição do tamanho de partícula da PA12 ... 158
LISTA DE TABELAS
Tabela 2 - Relação entre densidade e Hcj para a condição A. ... 98
Tabela 3 - Relação entre densidade, Br e (BH)max para a condição B .. 101
Tabela 4 - Relação entre densidade e Hcj para a condição B. ... 104
Tabela 5 - Relação entre densidade, Br e (BH)max para a condição C .. 107
Tabela 6 - Relação entre densidade e Hcj para a condição C ... 110
Tabela 7 - Valores de Hcj abaixo do mínimo e parâmetros de processo e
densidade correlatos ... 124
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
2D Bidimensional
and Materials
BAAM
Big Area Additive Manufacturing
Manufatura aditiva de grande área
BSE backscattering elétrons retroespalhados eléctron CAD computer aided design
CM Compression (Moldagem por compressão) moulding CIP Compressão isostática
CO2 Dióxido de carbono
DMLS Direct Metal Laser Sintering Sinterização direta de metal a laser
DRX Difração de raios-X
DSC Calorimetria diferencial de varredura EBM Electron Beam Melting Fusão por feixe de elétrons FLP Fusão de leito de pó
IM Injection (Moldagem por injeção) moulding ISO International Organization for Standardization
Laser Light Stimulated Amplification Emission by of Radiation
MEV varredura Microscopia eletrônica de MP(s) Matéria(s)-prima(s)
Nd-Fe-B composto químico formado pelos elementos neodímio, ferro e boro
Nd2Fe14B1
Fase ferromagnética composta pelos elementos neodímio, ferro e boro
PA12 poliamida 12
Distribuição do tamanho de partícula
SLM Selective Laser Melting Fusão seletiva a laser SLS® Selective Laser Sintering
Sinterização seletiva a laser
LISTA DE SÍMBOLOS Alfabeto latino
Br Remanência (T)
possuem tamanho menor d50 diâmetro no qual 50% das partículas possuem tamanho menor (µm) d90 diâmetro no qual 90% das partículas possuem tamanho menor (µm)
EC(s) Espessura(s) camada de (µm) EV Espaçamento(s) entre varreduras (µm) EV200 Espaçamento varreduras de 200 µm entre (µm) EV300 Espaçamento varreduras de 300 µm entre (µm) H Campo aplicado magnético (kA/m) Hcj Coercividade intrínseca (kA/m)
Hcb Coercividade indutiva (kA/m)
J Polarização saturação de (T) m massa (g) PL Potência de laser (W) PSD Particle size distribution Distribuição do tamanho de partícula (µm)
rpm rotações por minuto rpm
s segundos s
Tc Temperatura cristalização de (ºC)
Tf Temperatura de fusão (ºC)
Alfabeto grego ρ Densidade massa volumétrica (g/cm³) σ Desvio-padrão SUMÁRIO 1 INTRODUÇÃO ... 27 1.1 OBJETIVOS ... 29 1.1.1 Objetivos específicos ... 29 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ... 31 2.1MATERIAISFERROMAGNÉTICOS ... 31
2.2.2 Magnetização de saturação ... 32 2.2.3 Anisotropia magnetocristalina ... 33 2.3DOMÍNIOSMAGNÉTICOS ... 34 2.4CICLODEHISTERESEMAGNÉTICA ... 36 2.4.1 Remanência ... 37 2.4.2 Coercividade ... 38 2.4.3 Produto energia-máximo ... 38 2.5MECANISMOSDECOERCIVIDADE ... 39 2.5.1 Nucleação de domínios reversos ... 39 2.5.2 Ancoramento de paredes de domínio ... 39 2.5.3 Rotação coerente... 40 2.6HISTÓRICODAPERFORMANCEDOSÍMÃS ... 40 2.7OBTENÇÃODEÍMÃSÀBASEDEND-FE-B ... 42
2.7.1 Ímãs sinterizados ... 42 2.7.2 Ímãs compósitos ... 44 2.7.3 Lingotamento de tiras ... 47 2.7.4 Atomização ... 48 2.7.5 Influência da densidade dos ímãs compósitos nas suas propriedades magnéticas ... 50 2.8MANUFATURAADITIVA ... 52 2.8.1 Fusão de leito de pó ... 55 2.8.2 Parâmetro de processo FLP ... 57 2.8.2.1 Potência do laser ... 58 2.8.2.2 Espaçamento entre varreduras ... 59 2.8.2.3 Espessura de camada ... 59 2.8.2.4 Velocidade de varredura ... 59 2.8.2.5 Estratégia de varredura ... 60 2.8.2.6 Temperatura do leito de pó ... 60 2.8.2.7 Atmosfera de processamento ... 60 2.8.3 Matéria-prima polimérica para aplicação em fusão de leito de pó ... 61
2.8.3.1 Propriedades térmicas ... 61 2.8.3.2 Propriedades da partícula ... 62 2.8.3.3 Propriedades do pó ... 63 2.8.3.4 Condições para mistura de pós ... 63 2.8.3.5 Consolidação da mistura de pós via laser ... 64 2.9TÉCNICASDEAMINVESTIGADASPARA
FABRICAÇÃODEÍMÃSÀBASE DE ND-FE-B ... 65 2.9.1 Jateamento de aglutinante ... 65
2.9.2 Extrusão de material ... 67 2.9.3 Fusão de leito de pó ... 70 2.9.4 Redução das propriedades magnéticas com o
aumento de temperatura ... 71 2.9.5 Comparação dos resultados das propriedades dos ímãs obtidos por diferentes técnicas de manufatura aditiva ... 72 3 MATERIAIS E MÉTODOS ... 75
3.1DEFINIÇÃODAMATÉRIA-PRIMA
FERROMAGNÉTICA ... 77 3.2CARACTERIZAÇÕESDOPÓFERROMAGNÉTICO ... 77 3.2.1 Densidade aparente e escoabilidade ... 77 3.2.2 Distribuição do tamanho de partícula ... 78 3.2.3 Difração de raios-X ... 78 3.2.4 Microscopia eletrônica de varredura ... 78 3.3DEFINIÇÃODAMISTURA ... 79 3.3.1 Matéria-prima polimérica ... 79 3.4CARACTERIZAÇÕESDAMISTURA ... 79 3.4.1 Densidade aparente e escoabilidade ... 79 3.4.2 Microscopia eletrônica de varredura ... 80 3.5PROCESSAMENTOPORFUSÃODELEITODEPÓDA MISTURA ... 80
3.5.1 Equipamento utilizado ... 80 3.5.2 Escolha dos parâmetros de processo ... 80 3.6CARACTERIZAÇÕESDOSÍMÃS ... 83 3.6.1 Análise dimensional ... 83 3.6.2 Densidade dos ímãs ... 84 3.6.3 Medição das propriedades magnéticas ... 84 3.6.4 Difração de raios-X ... 84 3.6.5 Microscopia eletrônica por varredura (MEV) ... 85 4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 87 4.1CARACTERIZAÇÕESDOPÓFERROMAGNÉTICO ... 87 4.2CARACTERIZAÇÕESDAMISTURADEPÓS... 90 4.3CARACTERIZAÇÕESDOSÍMÃSFABRICADOS ... 92 4.3.1 Condição de processamento A – Potência de laser de 40 W ... 92 4.3.2 Condição de processamento B – Potência de laser de 50 W ... 99
4.3.4 Análise da redução da coercividade em ímãs
fabricados com potência de laser de 60 W ... 111 4.3.5 Análise do efeito da potência de laser de 60 W sobre o aspecto dimensional ... 112 4.3.6 Análise conjunta dos resultados obtidos nas
condições A, B e C ... 113 4.3.6.1 Tempo de processo ... 115 4.3.7 Análise da porosidade e densificação dos ímãs .... 116 4.3.8 Análise da relação entre densidade e Hcj ... 123
4.4COMPARAÇÃODOSRESULTADOSDOSÍMÃS COMPÓSITOSOBTIDOSPORFUSÃODELEITODEPÓ COMOUTRASTÉCNICASDEAM ... 125 5 CONCLUSÕES... 129 REFERÊNCIAS ... 132 APÊNDICE A ... 144 APÊNDICE B... 147 APÊNDICE C ... 153 ANEXO A ... 157
1 INTRODUÇÃO
Os ímãs permanentes, assim conhecidos por permanecerem magnetizados, são empregados de uma maneira geral em aplicações que convertam energia elétrica em energia mecânica ou vice-versa (CAMPBELL,1994), (MCCAIG,1987). No nosso cotidiano, os ímãs são encontrados em aplicações específicas, como em motores, acionadores, sensores e transdutores acústicos.
Dos muitos materiais que formam um ímã permanente (Alnico, Ferrites, Samário-Cobalto), os ímãs produzidos com a matéria-prima composta pelos elementos Nd, Fe e B são os que apresentam os maiores valores de propriedades magnéticas, devido à formação da fase ferromagnética Nd2Fe14B1.
A produção de ímãs permanentes à base de Nd-Fe-B atualmente é dividida em duas áreas: a dos ímãs sinterizados e a dos compósitos. A maior demanda é a dos ímãs sinterizados e justifica-se pelo fato de que os ímãs sinterizados apresentam elevados valores de propriedades magnéticas, sendo essas a remanência (Br) e produto
energia-máximo (BH)max (ORMEROD,1997). Entretanto, os imãs
compósitos têm ampliado sua participação no mercado, por causa das suas características mecânicas superiores, resistência à corrosão e fáceis condições de processamento (COEY,2000), (PLUSA et al.,2006), (ZHANG et al.,2009).
A maioria dos ímãs compósitos à base de Nd-Fe-B são formados da união de um ligante polimérico e pó ferromagnético isotrópico. Após a mistura das matérias-primas, ocorre seu processamento via técnicas convencionais da produção de componentes poliméricos, as quais podem produzir ímãs rígidos ou flexíveis. Devido à característica de isotropia do pó de Nd-Fe-B, não é necessária a etapa de alinhamento magnético, simplificando a fabricação dessa classe de ímãs.
Para a produção de ímãs compósitos rígidos, os processos de moldagem por injeção e por compressão são os comumente utilizados (PANCHANATAN; DAVIS; 2003), pois permitem produzir componentes ferromagnéticos com formas complexas e de reduzidas tolerâncias geométricas, com a máxima densidade. A densidade do ímã compósito é
consequência da proporção de fase ferromagnética e não-ferromagnética e da carga aplicada nesses processos. Tal relação reflete diretamente nas propriedades magnéticas de remanência e produto-energia máximo do ímã fabricado (BROWN; MA; CHEN;2002).
Embora haja distinções entre processos de moldagem por compressão e injeção, ambos incorporam o conceito near net-shape, cuja tradução significa próximo da forma final. Ou seja, o produto deve apresentar sua geometria final muito próxima ou idêntica ao especificado pelo desenho técnico, reduzindo ou eliminando etapas posteriores de acabamento. Para que o componente produzido atenda esse conceito são necessários moldes de elevada precisão dimensional e excelente acabamento de sua superfície. Por agregarem essas qualidades, exibem elevados custos e prazos extensos para a sua confecção, geralmente entre 3 e 6 meses e que podem ser ainda maiores frente à complexidade do produto.
A concepção de um novo produto normalmente exige a fabricação e validação de protótipos. Até chegar na versão final validada, os protótipos passam por diversas alterações. Cada modificação no projeto inicial eleva o tempo e os custos envolvidos, pois é preciso alterar o ferramental. Com o advento da manufatura aditiva (AM), os gastos relacionados aos ferramentais podem ser reduzidos ou eliminados. Diferente dos processos de fabricação que utilizam tecnologias subtrativas (as quais removem material de uma pré-forma até atingir a forma desejada), a AM constrói a peça camada por camada, portanto, não é necessária à utilização de um molde para construir o componente.
As técnicas de AM diferem entre si, basicamente, pelo método de união entre as camadas e as matérias-primas empregadas. Recentemente, as técnicas conhecidas como jateamento de aglutinante (PARANTHAMAN et al.,2016) e a extrusão de material (LI et al.,2016), (HUBER et al., 2017) (VON PETERSDORFF-CAMPEN et al., 2018) estão sendo pesquisadas para a fabricação de ímãs compósitos de Nd-Fe-B. Outra técnica, denominada fusão de leito de pó, foi empregada para obter um ímã sinterizado (JACIMOVIC et al.,2017).
Com base nas recentes publicações, descritas no parágrafo anterior, percebe-se que há uma lacuna ainda não
investigada: a aplicação do processo de fusão de leito de pó na fabricação de ímãs compósitos. Sabe-se que a técnica FLP é conhecida por produzir peças a partir de uma ou mais MPs em forma particulada e que sob ação de um feixe de laser, são processadas e formam o componente final.
No processo FLP, diferente dos processos de fabricação convencionais que usam um determinado valor de carga para densificar o componente, a densidade do produto é consequência da densidade aparente do pó e da interação dos parâmetros de processo sobre esse sistema particulado. Portanto, para fabricar ímãs compósitos por FLP é necessário explorar esses dois fatores, a fim de obter ímãs densos e de propriedades magnéticas de remanência e produto-energia máximo significativas.
1.1 OBJETIVOS
O objetivo principal desse trabalho é o de investigar a interação dos parâmetros de processo da técnica FLP com o sistema particulado proposto, formado por poliamida 12 e pó isotrópico à base de Nd-Fe-B, a fim de obter ímãs com densidade superior à densidade aparente da mistura.
1.1.1 Objetivos específicos
Analisar a densidade aparente e escoabilidade do pó ferromagnético e da mistura;
Estabelecer relações entre os parâmetros de processo e a mistura que resultem em ímãs com elevadas densidades e consequentemente, valores de remanência e produto-energia máximo significativos.
Verificar a ocorrência de porosidade dos ímãs FLP e investigar os fatores que contribuem para a formação de poros.
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 2.1 MATERIAIS FERROMAGNÉTICOS
O comportamento ferromagnético de alguns materiais é consequência de átomos que apresentam elétrons desemparelhados na última camada eletrônica, juntamente de uma forte interação entre os átomos vizinhos.
Essa interação faz com que os spins de cada átomo se alinhem paralelamente de forma espontânea em pequenas regiões do volume do material, sem que haja necessidade de um campo externo aplicado (H). Estas regiões são chamadas de domínios magnéticos. Em um estado termodinamicamente estável, cada domínio apresenta uma orientação própria e o campo magnético resultante é igual a zero (COEY, 1991). Ao orientar esses domínios, sob um campo magnético externo e em uma determinada direção, o campo magnético resultante é maior que zero. Dessa maneira, o ímã pode ser considerado como um material que armazena energia e proporciona um campo magnético em um dado volume do espaço, quando em um estado termodinamicamente metaestável.
Os materiais ferromagnéticos podem ser divididos em duas classes. Os materiais magnéticos duros conseguem resistir ao próprio campo desmagnetizante e reter uma parcela da magnetização externa imposta, gerando fluxo magnético. Ou seja, permanecem magnetizados, sendo também conhecidos como ímãs permanentes. Os que não retém magnetização são referenciados como materiais magnéticos moles, pois apresentam baixa coercividade, ou seja, são facilmente desmagnetizados quando o campo H assume direção oposta à magnetização do material.
2.2 PROPRIEDADES INTRÍNSECAS
Um ímã permanente, com elevados valores de propriedades magnéticas está vinculado, inicialmente, às suas propriedades intrínsecas, que são: temperatura de Curie (Tc),
magnetização de saturação (MS) e o campo de anisotropia
magnetocristalina (HA). Cabe lembrar que as propriedades
2.2.1 Temperatura de Curie
O alinhamento dos spins em materiais no estado ferromagnético pode ser desfeito ao aquecer o material à uma temperatura específica, conhecida como temperatura de Curie (Tc), a qual varia para cada material. Nesta temperatura,
a energia térmica é elevada o suficiente para desfazer o alinhamento dos momentos magnéticos atômicos, levando à magnetização ao zero (CULLITY; GRAHAM, 2009). 2.2.2 Magnetização de saturação
O limite superior da magnetização de um material no estado ferromagnético é chamado de magnetização de saturação (MS). Ao submeter um material no estado
ferromagnético a um campo externo (H) e progressivamente aumentar sua intensidade, a magnetização eventualmente atingirá a saturação, conforme representado na Figura 1. Figura 1 - Magnetização do material em função do campo magnético aplicado H.
Fonte: (CULLITY; GRAHAM, 2009).
No processo de magnetização, os domínios magnéticos, favoravelmente alinhados ao campo externo aplicado crescem em detrimento daqueles que não estão alinhados. Este crescimento se dá pela movimentação das paredes de domínios, até o ponto em que todos os spins estão
paralelos ao campo externo. Assim, a magnetização de saturação é apenas dependente da contribuição do momento magnético de cada átomo e do número de átomos por unidade de volume (CULLITY; GRAHAM, 2009).
2.2.3 Anisotropia magnetocristalina
As propriedades magnéticas de um material podem ser afetadas pela orientação cristalográfica, ou seja, existem direções cristalográficas em que se atinge a magnetização de saturação com um menor ou maior valor de campo externo aplicado (H). Estas direções são chamadas de direção de "fácil" e "difícil" magnetização, respectivamente (COEY, 2010).
A preferência na orientação dos momentos magnéticos está associada a energia magnetocristalina que, por sua vez, é mínima quando os spins dos elétrons desemparelhados estão orientados paralelos ao eixo de fácil magnetização, e máxima quando estão orientados paralelos ao eixo de difícil magnetização (FARIA; LIMA, 2005).
Esta diferença do valor de campo externo aplicado para saturar o material na direção de fácil e difícil magnetização é chamada de campo de anisotropia (HA), que
por sua vez dá origem aos elevados valores de coercividade dos materiais magnéticos duros (FARIA; LIMA, 2005).
Para reverter a magnetização de um material com elevada anisotropia magnetocristalina, é necessário um campo externo aplicado na direção contrária à da magnetização inicial, com intensidade elevada o suficiente para conseguir girar a direção dos spins dos elétrons da direção fácil, passando pela direção difícil (com elevado valor de HA), então revertendo para a direção de fácil
magnetização, paralela ao campo aplicado.
Desta forma, o limite teórico da coercividade de um determinado material ferromagnético é o valor do campo de anisotropia (HA). Entretanto, por razões de heterogeneidades
e defeitos presentes na microestrutura, o valor de coercividade de um material ferromagnético real não é equivalente ao HA (COEY, 2010). Como uma regra geral, a
coercividade eventualmente atinge 20% do campo de anisotropia, o que requer novos desenvolvimentos e
otimização de novas ligas magnéticas (KRONMIILER,1991).
2.3 DOMÍNIOS MAGNÉTICOS
Conforme mencionado na seção 2.1, os domínios magnéticos são pequenas regiões do volume do material em que os spins desemparelhados de cada átomo alinham-se paralelamente de forma espontânea (COEY, 2010). A configuração dos domínios magnéticos reduz a energia interna do material pela redução da energia magnetostática. Esta energia está associada ao campo desmagnetizante produzido pelo próprio material (FARIA; LIMA, 2005).
Conforme a Figura 2 exibe, para reduzir a energia magnetostática, o material se subdivide internamente em domínios magnéticos orientados de forma que as linhas de campo que saem do material sejam reduzidas a um estado energético favorável (FARIA; LIMA, 2005).
Figura 2 - Esquema ilustrativo da subdivisão dos domínios magnéticos para redução da energia magnetostática.
Fonte: (JILLES,1991).
O alinhamento destes domínios magnéticos não é aleatório, pelo contrário, eles respeitam certas direções cristalográficas, que são os eixos de fácil magnetização do cristal. Para o ferro, as direções fáceis são as do sistema [100] e para o níquel, as do sistema [111].
A transição da magnetização entre dois domínios magnéticos não é feita de forma abrupta, pois o custo energético é muito elevado. Por esse motivo, existem paredes de domínio (paredes de Bloch) que são regiões em que os spins dos elétrons trocam de direção gradualmente, de forma
uniforme entre um domínio magnético e outro. (CULLITY; GRAHAM, 2009).
Existe um balanço entre a redução da energia interna do sistema pela sua subdivisão em domínios magnéticos e a introdução das paredes de domínio, que contribuem para um aumento de energia do sistema. Entretanto, ao se reduzir o tamanho de partícula do material ferromagnético abaixo de um tamanho crítico, a criação de paredes de domínio torna-se energeticamente desfavorável, o que faz da partícula um monodomínio magnético. O tamanho crítico de partícula é dependente do material e está associado à anisotropia magnetocristalina (COEY, 2010).
A Figura 3 expõe que em um material policristalino, cada grão do material pode conter mais do que um domínio magnético. Quando o material está desmagnetizado, os domínios magnéticos estão alinhados de forma aleatória, diminuindo a energia global do sistema. Quando o material é submetido a um campo magnético externo, esses domínios magnéticos respondem a esse campo, alinhando-se paralelamente ao campo aplicado, aumentando a energia do sistema (JILLES,1991) (CULLITY; GRAHAM,2009). Figura 3 - Estrutura de domínios magnéticos em um material policristalino.
Fonte: (LALL,1992).
Os domínios que estão alinhados paralelamente com o campo externo crescem às custas dos domínios desalinhados, até que prevaleça a presença de um único domínio magnético no material alinhado ao campo externo. Quando esse domínio é formado, diz-se que o material atingiu a magnetização de
saturação (MS) ou polarização de saturação (JS). Na seção
posterior, esse processo será entendido com auxílio do ciclo de histerese magnética.
2.4 CICLO DE HISTERESE MAGNÉTICA
O ciclo de histerese magnética fornece informações fundamentais sobre as propriedades extrínsecas do material (oriundas da sua microestrutura), as quais servem para caracterizá-lo magneticamente.
Quando um material ferromagnético é disposto na presença de um campo magnetizante pré-existente, ocorre a indução desse material. Nos materiais ferromagnéticos, por conta da sua elevada permeabilidade magnética, sucede a intensificação desse campo, devido ao aumento da concentração das linhas de campo e consequente aumento do fluxo magnético. O campo magnético induzido 𝐵, descrito na Equação 2.1, é dado por:
𝐵 = 𝜇 𝐻 + 𝐽 (2.1)
No Sistema Internacional de Unidades (SI), 𝐵 é medido em tesla (T). O campo aplicado 𝐻 tem sua unidade em amperes por metro (A/m). A constante 𝜇 é chamada de permeabilidade magnética no vácuo, que equivale a 4π.10-7
T.m.A-1. Sendo 𝐵 o campo total no interior do material,
nota-se que é formado por duas componentes: 𝜇 𝐻, que é a parcela do campo pré-existente e 𝐽 que é a polarização que é a parcela do campo gerado pelo material.
Os ciclos de histerese ideal e típico para ímãs permanentes estão representados nas Figuras 4a e 4b.
Figura 4 - (a) Ciclo de histerese de um ímã permanente ideal: indução (B) vs. campo magnético (H); Polarização (J) vs. H; (b) Primeiro e segundo quadrante de um ciclo de histerese J vs. H de um típico ímã permanente. Os círculos enumerados são a representação esquemática dos estados magnéticos: 1. Distribuição isotrópica dos momentos magnéticos em um estado termodinamicamente estável; 2. Estado intermediário durante a magnetização; 3. Estado próximo à saturação; 4. Polarização remanente após remoção do campo aplicado; 5. e 6. Polarização nula. Deve ser notado que o estado magnético numerado com 3
deveria estar situado a uma posição superior em relação a J para ser consistente com a representação prática.
Fonte: (CHIKAZUMI,2009).
As propriedades extrínsecas que podem ser extraídas do ciclo de histerese são: a remanência, a coercividade e o produto energia-máximo.
2.4.1 Remanência
Após atingir a saturação de um material magnético duro pela aplicação de um campo externo H, este é gradualmente removido até se tornar nulo e as curvas J x H e B x H se cruzam no eixo das ordenadas. Este ponto é chamado de magnetização remanente, destacado na Figura 4a como Jr na curva J x H e Br na curva B x H. Neste ponto, como
H é zero, todo o campo magnético está sendo gerado pelo material.
Em outras palavras, a remanência denota que após o material ter sido magnetizado até a sua saturação e com posterior remoção do campo externo, é capaz de armazenar uma parcela do campo magnético aplicado. A Equação 2.2 esclarece quais fatores contribuem para essa propriedade:
𝐵 = < 𝑐𝑜𝑠𝜃 > 𝑓𝑃𝜇 𝑀 (2.2)
Onde < 𝑐𝑜𝑠𝜃 > é o grau de alinhamento dos domínios (conhecido também como textura), 𝑓 a fração volumétrica de
grãos ferromagnéticos, 𝑃 a densidade relativa do componente, 𝜇 é a permeabilidade magnética no vácuo. A unidade no S.I. para a remanência é T, que representa a densidade de fluxo magnético por metro quadrado.
2.4.2 Coercividade
A coercividade (Hc ou Hcj) é o valor de campo
magnético, de sentido oposto ao de magnetização, necessário para desmagnetizar completamente o material. Este é designado pelo ponto em que a curva de J x H cruza o eixo horizontal negativo (2º quadrante). O limite teórico para esta propriedade é o valor de campo de anisotropia (HA) de um
determinado material ferromagnético.
O ponto destacado como Hcb (ou bHc) na curva B x H,
Figura 4a, representa a coercividade indutiva. Neste ponto, o material magnético não necessariamente está desmagnetizado, mas a soma do campo aplicado (H) com a polarização (J) resulta em zero, ou seja, a indução magnética (B) é nula. O Hcb é importante para fins de aplicação, onde
deseja-se saber qual o limite de campo que pode ser aplicado, por exemplo, em um motor elétrico sem que o dispositivo pare de funcionar.
A coercividade de um ímã pode ser expressa pela equação 2.3:
𝜇 𝐻 = 𝑐𝜇 𝐻 − 𝑁𝜇 𝑀 (2.3) Onde 𝜇 é a permeabilidade magnética no vácuo, c e N são características microestruturais e 𝑀 é a magnetização de saturação. No S.I., as coercividades intrínseca e indutiva podem ser medidas em kA/m, que pode ser convertida para T, multiplicando seu valor por µ0.
2.4.3 Produto energia-máximo
Conforme mostra a Figura 4a, o produto-energia máximo pode ser medido por meio do maior quadrilátero inscrito no segundo quadrante da curva de desmagnetização da curva B x H (JILES,1991). O produto de energia-máximo (BH)max indica o maior valor máximo de energia magnética
armazenada por volume de material. Esse valor é obtido realizando a multiplicação de valores de indução magnética pelo campo desmagnetizante, na curva de desmagnetização. Esta propriedade é inversamente proporcional ao volume de material e é, com frequência, utilizada como parâmetro de qualidade de um ímã. No S.I é expresso em joules por metro cúbico (J/m³).
Uma forma de se calcular o (BH)max ideal de um ímã é
através da equação 2.4:
(𝐵𝐻) = ² (2.4)
Onde 𝐵 é o campo remanescente e 𝜇 é a permeabilidade magnética no vácuo. No S.I., o (BH)max é
medido em kJ/m3. Esta propriedade é útil para comparar as
performances de diferentes tipos de ímãs. 2.5 MECANISMOS DE COERCIVIDADE 2.5.1 Nucleação de domínios reversos
No mecanismo de nucleação de domínios reversos, a coercividade se estabelece pela capacidade do material magnético de prevenir a nucleação de domínios magnéticos com a orientação reversa a magnetização inicial quando um campo desmagnetizante é aplicado. Os domínios reversos nucleiam preferencialmente em regiões com defeitos, como por exemplo, contornos de grão, onde a anisotropia magnetocristalina é menor. Uma vez que um domínio reverso é nucleado, rapidamente ele se propaga pelo grão, revertendo a magnetização (COEY, 2010), (GIVORD; ROSSIGNOL; TAYLOR, 1992). A polarização do ímã é reduzida a medida em que os domínios reversos nucleiam e propagam dentro dos grãos, eventualmente levando o ímã à desmagnetização. 2.5.2 Ancoramento de paredes de domínio
O mecanismo de ancoramento das paredes de domínios utiliza os defeitos presentes na microestrutura, como contornos de grão, para prevenir a movimentação das
paredes de domínio (COEY, 2010), (GIVORD; ROSSIGNOL; TAYLOR, 1992). Desta forma, barreiras físicas dificultam a propagação dos domínios reversos nucleados quando um campo desmagnetizante é aplicado. Geralmente este efeito está presente em ímãs com tamanho de grão submicrométrico, apresentando assim uma elevada densidade de contornos de grão. O ancoramento das paredes de domínio também pode ser realizado pela presença de uma segunda fase paramagnética, a qual atua como barreira de propagação dos domínios reversos entre os grãos.
2.5.3 Rotação coerente
O mecanismo de rotação coerente ocorre em ímãs com grãos de tamanho pequeno suficiente para que a criação das paredes de domínio seja energeticamente desfavorável, tornando estável dentro dos grãos apenas um domínio magnético, conforme explicado na seção 2.3. Neste caso, para que seja possível reverter a magnetização do ímã, o campo desmagnetizante deve apresentar uma intensidade elevada o suficiente para rotacionar de uma só vez todos os spins dentro do grão (COEY, 2010). Para obter-se um ímã com rotação coerente como mecanismo de coercividade predominante, deve-se atingir uma microestrutura com todos os grãos com tamanho menor que o tamanho crítico de monodomínio magnético, bem como todos os grãos devem estar magneticamente isolados entre si.
Dentre os três tipos de mecanismo de coercividade citados, o mecanismo de rotação coerente apresenta o maior potencial para se atingir os máximos valores de coercividade, pois depende diretamente da anisotropia magnetocristalina. 2.6 HISTÓRICO DA PERFORMANCE DOS ÍMÃS
Os ímãs permanentes têm demonstrado uma sequência extraordinária de avanços no decorrer desse século, graças à descoberta de materiais com elevadas propriedades intrínsecas e o desenvolvimento metalúrgico de microestruturas que retém o estado magnetizado (COEY,1991). O produto energia-máximo, que é uma figura de mérito, tem aumentado de 2 ou 3 kJ/m³ para os aços
carbono disponíveis nos anos 1900, para mais de 400 kJ/m³ para os ímãs de Nd-Fe-B acessíveis atualmente (BUSCHOW, 1988). A Figura 5 ajuda a elucidar esse avanço de (BH)max
desde o ano 1900 até o século atual.
Figura 5 - Linha cronológica da fabricação de ímãs permanentes e seus respectivos valores de (BH)max.
Fonte: (COEY,2000).
Até meados de 1960, os ímãs permanentes disponíveis eram, em sua maioria, os aços temperados, os ímãs óxidos (ferrites) e o AlNiCo (composto formado pelos elementos alumínio, níquel e cobalto). A partir da década de 70, com a introdução dos elementos terras-raras (ETRs) na composição química, surgiu um novo conceito, o dos super-ímãs, devido aos valores de propriedades magnéticas superiores em comparação aos ímãs da época. Os ímãs de ETRs possuem este nome por possuir em sua composição elementos químicos do grupo dos lantanídeos, como o neodímio (Nd), samário (Sm), disprósio (Dy), praseodímio (Pr), entre outros.
Os ímãs à base de samário (Sm) e cobalto (Co) foram os primeiros a serem aplicados comercialmente e suas propriedades em altas temperaturas fazem com que sejam utilizados até hoje. Em meados de 1980, a descoberta dos ímãs à base de neodímio (Nd), ferro (Fe) e boro (B), Nd-Fe-B, possibilitou a fabricação de ímãs com valores de produto energia ainda maiores, a um custo menor que o dos ímãs de Sm-Co. Atualmente, os ímãs de Nd-Fe-B são os que apresentam os maiores valores de (BH)max e comparando com
as tradicionais ferrites, esta propriedade pode ser até 10 vezes maior.
2.7 OBTENÇÃO DE ÍMÃS À BASE DE Nd-Fe-B
A produção de ímãs permanentes à base de Nd-Fe-B atualmente é dividida em dois grupos: a dos ímãs sinterizados e a dos ímãs compósitos. Essa divisão considera a rota de processamento utilizada e a condição microestrutural do pó ferromagnético empregada em cada processo.
Os ímãs produzidos pela rota convencional de sinterização apresentam partículas com uma microestrutura de grãos equiaxiais com dimensão de 5 a 10 µm (LI et al., 2009), enquanto que os ímãs compósitos apresentam partículas com grãos da ordem de 50 nm (solidificação rápida) (HÜTTEN; THOMAS, 1992) e 300 nm (HDDR) (GUTFLEISCH; HARRIS, 1996), dispersas em uma matriz polimérica (BROWN, 2016).
2.7.1 Ímãs sinterizados
Os ímãs sinterizados são produzidos pelo método tradicional da metalurgia do pó, que inclui a produção da liga por fusão, moagem, alinhamento das partículas, compactação e sinterização. Na moagem, deseja-se obter partículas monocristalinas da fase Nd2Fe14B1 a fim de obter-se ímãs
anisotrópicos pelo alinhamento dessas partículas através da aplicação de um campo magnético prévio a compactação.
A Figura 6 mostra que no processo de alinhamento, o campo magnético aplicado orienta os eixos de fácil magnetização das partículas de forma paralela ao campo, induzindo uma direção preferencial de alinhamento (textura cristalográfica), produzindo assim um material anisotrópico. Por conta desse fenômeno, os imãs anisotrópicos apresentam elevados valores de remanência e produto-energia máximo.
Figura 6 - Representação esquemática do pó monocristalino na matriz de compactação: a) sem alinhamento magnético; b) com alinhamento magnético.
Fonte: (KELLER, 2017).
Após alinhamento das partículas, ocorre a compactação e sinterização. O objetivo da sinterização é permear os grãos da fase ferromagnética Nd2Fe14B1 com a
fase paramagnética rica em Nd e de ponto de fusão mais baixo, que auxilia na sinterização e desacopla os grãos ferromagnéticos, inibindo a nucleação de domínios reversos. A microestrutura gerada pelo processo de sinterização pode ser visualizada com auxílio da Figura 7.
Figura 7 - Imagem da microestrutura de um ímã à base de Nd-Fe-B obtida por microscopia eletrônica de varredura no modo de elétrons retroespalhados. As regiões cinza escuro são da fase Nd2Fe14B e as
mais claras da fase rica em Nd.
As desvantagens deste processo envolvem os altos custos do processo de sinterização, a dificuldade em se obter tolerâncias dimensionais estreitas (o que leva a dispendiosas etapas de acabamento), a restrita complexidade de forma e a elevada afinidade do neodímio com o oxigênio, gerando a necessidade de revestimentos no produto final para impedir processos corrosivos.
2.7.2 Ímãs compósitos
A extensa maioria dos ímãs compósitos de Nd-Fe-B é formada da união de um ligante polimérico e pó ferromagnético. Após mistura das MPs ocorre seu processamento via técnicas convencionais da produção de componentes poliméricos, como: injeção e compressão por moldagem, extrusão e calandragem ou laminação. A Figura 8 apresenta as características de cada processo e as opções que podem ser aplicadas para a produção de ímãs compósitos: Figura 8 - Alternativas de processamento e características de cada processo para a produção de ímãs compósitos.
Termofixos Termoplásticos Poliamidas, sulfeto de polifenileno e poliolefinas Ligantes Produto final Pós ferromagnéticos Compressão Resinas epóxicas, fenólicas e fenol-formaldeído Elastômeros Processo Borracha nitrílica, polietileno e acetato de vinila
Injeção Extrusão Calandragem
Rígido Rígido Rígido Flexível
NdFeB SmCo SmFeN Híbridos NdFeB SmCo Ferrites Alnico NdFeB Ferrites Alnico NdFeB Ferrites Híbridos Híbridos
Fonte: Adaptado de Ormerod e Constantinides (1997).
Devido à presença da fase polimérica e do processo de fabricação, os ímãs compósitos apresentam vantagens em relação aos ímãs sinterizados, sendo as seguintes: reduzidas tolerâncias geométricas, as quais possibilitam ou eliminam operações secundárias; boas propriedades mecânicas; maior
resistividade elétrica; maior produtividade; atenuação das correntes de Foucault; elevada resistência à corrosão (ORMEROD, 2016).
A matéria-prima aplicada nos ímãs compósitos, conhecida por pó nanocristalino, é constituída de uma microestrutura de nanogrãos. Esse pó pode ser produzido por resfriamento rápido ou pela reação termoquímica conhecida como HDDR (Hidrogenação, Desproporção, Dessorção e Recombinação). Essa microestrutura nanocristalina é responsável por elevados valores de coercividade. Por conta do tamanho nanométrico dos grãos, há uma elevada presença de contornos de grãos, os quais dificultam a movimentação dos domínios. Esse mecanismo de coercividade é conhecido como ancoramento e leva ao endurecimento magnético do material (COEY, 1996).
Apesar dos elevados valores de coercividade, ambos os processos produzem pós magneticamente isotrópicos, uma vez que os grãos de Nd2Fe14B1 crescem de forma aleatória,
ou seja, não há uma direção preferencial de alinhamento magnético em cada partícula. Por consequência, não é possível obter ímãs com produto-energia máximo tão elevado como o dos ímãs sinterizados.
Em ímãs isotrópicos, os valores de Br e (BH)max são
limitados em 0,5 e 0,25 dos valores obteníveis de um imã anisotrópico, o qual apresenta uma microestrutura ideal consistindo de grãos de domínio único e com total alinhamento cristalográfico (GUTFLEISCH et al. 2002). Essa afirmação significa dizer que em situações ideais, enquanto um imã anisotrópico atinge Br = 1,6 T, o máximo
que um imã isotrópico atingirá será 0,8 T, desconsiderando a presença do ligante polimérico.
A Figura 9 mostra o comparativo entre a histerese de um ímã isotrópico obtido por resfriamento rápido (melt-spinning) e outro obtido via sinterização
.
Figura 9 - Comparação das curvas de histerese de um ímã isotrópico, obtido por melt-spinning e um ímã anisotrópico, obtido por sinterização.
Fonte: (COEY,1996)
Apesar da MP isotrópica resultar em ímãs com menores valores de propriedades magnéticas, a vantagem é que não é necessária a etapa de alinhamento magnético durante o processo de moldagem, simplificando sua fabricação e aumentando a produtividade (ORMEROD; CONSTANTINIDES;1997).
No processo de resfriamento rápido, devido à alta taxa de resfriamento e prevenção de precipitação da fase ferro-α, as composições das ligas utilizadas são mais próximas à composição estequiométrica da fase Nd2Fe14B1. Dentre as
técnicas de resfriamento rápido utilizadas em escala industrial, incluem-se o lingotamento de tiras (melt- spinning) e a atomização, as quais produzem microestruturas com granulometrias da ordem de 30 – 400 nm e de excelente homogeneidade. Na Figura 10 é possível verificar a microestrutura de uma tira:
Figura 10 - Imagem obtida por microscopia eletrônica de transmissão de uma microestrutura de nanogrãos da fase Nd2Fe14B1
produzida por lingotamento de tiras.
Fonte: (QUAN et al. 2017). 2.7.3 Lingotamento de tiras
A fase Nd2Fe14B1 foi descoberta simultaneamente por
Sagawa (SAGAWA et al., 1984) via metalurgia de pó e Croat (CROAT et al., 1984) por meio do processo de lingotamento de tiras (melt-spinning), sendo essa uma técnica de resfriamento rápido.
A Figura 11 exibe o funcionamento simplificado do processo de lingotamento de tiras. Para obter o produto final, utiliza-se a injeção da liga fundida através do orifício de um cadinho sobre a superfície de um disco, geralmente de cobre (devido à sua alta condutividade térmica), o qual apresenta alta velocidade de rotação. Como os elementos terras-raras (TR) são quimicamente reativos, o processo deve ser conduzido em atmosfera inerte, geralmente de gás argônio (CROAT; HERBST;1984). O resfriamento ou taxa de sub-resfriamento pode ser maior que 106 K/s e pode ser alterado
Figura 11 - Esquema simplificado do processo de lingotamento de tiras.
Fonte: Elaborado pelo autor.
O pequeno tamanho de grão obtido no processo de lingotamento de tiras gera valores elevados de coercividade e valores de 1200 kA/m, para a fase de Nd2Fe14B1, já foram
reportados por Hadjipanays, Hazelton e Lawless (1984). No entanto, adições de cobalto e disprósio podem elevar ainda mais este valor.
2.7.4 Atomização
No processo de atomização, a liga fundida à base de Nd-Fe-B é bombeada em um sistema dispersor, localizado no interior de uma câmara de atmosfera inerte e finalmente, precipita-se na forma de pequenas gotículas, conforme demonstrado na Figura 12. Essas gotículas pulverizadas rapidamente adquirem uma forma esférica, por ação da forte pressurização exercida e pela tensão superficial. Essa técnica oferece as vantagens de altas taxas de produção e morfologia esférica uniforme das partículas, mas é limitada quanto à alterações composicionais requeridas pelas baixas taxas de sub-resfriamento envolvidas (BROWN; MA; CHEN; 2002).
Figura 12 - Processo de atomização a gás utilizado para produzir pós esféricos à base de Nd-Fe-B.
Fonte: Elaborado pelo autor.
Na literatura encontram-se dois métodos diferentes de atomização de ligas de Nd-Fe-B: o LGA (Liquid Gas Atomization) e o IGA (Inert Gas Atomization). A diferença entre eles é a maneira com que o metal fundido é bombeado (MARTÍN et al.,1996). As taxas de resfriamento obtidas (> 105 K/s), menores que pelo processo de lingotamento,
dependem do coeficiente de transferência de calor e do diâmetro das gotas atomizadas (SELLERS et al.,1997).
Em algumas classes de pó de Nd-Fe-B atomizado é possível encontrar em sua composição química a presença de alguns elementos de liga, como o zircônio e o titânio. A adição de zircônio ou titânio aumenta a Hcj das partículas
obtidas por resfriamento rápido (KOHMOTO;
YONEYAMA; YAJIMA; 1987). Recentemente tem sido reportado que adicionar zircônio aos imãs nanocristalinos à base de NdPrFeB tem levado a uma significativa redução do tamanho de grão da fase magnética dura (menor que 10 nm), com uma notável influência nas propriedades magnéticas dos ímãs de fase única (GOLL; KRONMULLER;1998).
2.7.5 Influência da densidade dos ímãs compósitos nas suas propriedades magnéticas
Além das características citadas na seção 2.7.2, fatores relacionados ao processo de fabricação empregado para produzir os ímãs podem contribuir ou reduzir as propriedades magnéticas de Br e (BH)max.
A remanência é proporcional à fração volumétrica da fase ferromagnética, o que significa que qualquer fase presente que seja não-ferromagnética, como o ligante polimérico e porosidade, irá reduzir essa propriedade e por consequência, o produto-energia máximo (BROWN;MA;CHEN;2002).
Para produção de ímãs compósitos rígidos, os processos de moldagem por injeção (IM) e por compressão (CM) são os comumente utilizados (PANCHANATAN; DAVIS; 2003). No Quadro 1 são apresentadas as particularidades e os resultados obtidos em cada processo: Quadro 1 - Características dos processos de moldagem por injeção e por compressão Moldagem por injeção (IM) Moldagem por compressão (CM) Ligante polimérico Termoplásticos Termofixos
Proporção volumétrica metal: polímero (%) ~ 60:40 - 65:35 ~ 80:20 - 90:10 Densidade (g/cm³) ~ 4,5 - 5,0 ~5,8 - 6,3 Remanência (T) ~ 0,45 - 0,55 ~ 0,68 - 0,73 Produto-energia máximo (kJ/m³) ~ 30 - 40 ~ 45 - 55 Complexidade geométrica das peças Superior Inferior Fonte: Adaptado de Brown, Ma e Chen (2002) e Ma et al. (2002).
Os dados do Quadro 1 expõe que os resultados de densidade, remanência e produto-energia máximo da moldagem por compressão são superiores aos da moldagem por injeção. A superioridade dos resultados alcançados na CM é consequência da utilização de uma maior fração de fase
ferromagnética (proporção volumétrica de metal: polímero), tipo do ligante e da elevada carga aplicada, maior que no processo de moldagem por injeção.
A Figura 13 esclarece os dados expostos no Quadro 1, comparando o segundo quadrante dos ciclos de histerese dos ímãs produzidos, com mesma MP, via compressão e injeção. Verifica-se que os ímãs CM apresentam remanência maior, devido a sua elevada densidade.
Figura 13 - Comparação das curvas do segundo quadrante de um ímã processado via moldagem por compressão (CM) e via moldagem por injeção (IM)
Fonte: Elaborado pelo autor.
No processo de moldagem por injeção, é necessário que o sistema formado pelo pó ferromagnético e o polímero apresente fluidez, assegurando o preenchimento das cavidades da matriz e possibilitando a formação de peças com geometrias de elevada complexidade. A definição da complexidade de formas foi definida com base no ferramental utilizado para produzir determinada forma. Na CM, as matrizes são requisitadas para a produção de anéis e arcos magnéticos, especificamente os que apresentam alta razão de comprimento por diâmetro. A contribuição na variedade de formas não é significativa em relação as já obtidas pelo processo convencional de metalurgia do pó, por isso sua classificação em inferior. Contudo, a complexidade geométrica torna-se um diferencial na IM pois as pré-formas utilizadas (cavidade, postiços, machos, etc.,) e os
mecanismos de acionamento por gavetas possibilitam o alcance de geometrias elaboradas e de alta complexidade.
A produção convencional de ímãs compósitos é um significativo “gargalo” no processo de desenvolvimento de produtos que utilizam ímãs, pois toda adaptação de design requer etapas com prazos extensos (fabricação e alteração de ferramentais, etc.). A manufatura aditiva de componentes magnéticos oferece a oportunidade de mudanças em tempo mínimo, principalmente na etapa de desenvolvimento de protótipos, assimilando baixos custos e novas possibilidades de design (VON PETERSDORFF-CAMPEN et al.,2018). 2.8 MANUFATURA ADITIVA
A Figura 14 apresenta as principais etapas do processamento por manufatura aditiva. A AM pode ser definida como um processo de fabricação por meio da adição sucessiva de camadas de MP, a partir de informações obtidas diretamente de uma representação geométrica tridimensional (3D) do objeto a ser fabricado. As geometrias são geradas, principalmente, a partir da modelagem em sistemas CAD (computer-aided design) 3D, mas também é possível obtê-las a partir de scanners 3D, tomografia computadorizada, microtomografia, ressonância magnética, etc. Normalmente, nesses casos, os modelos 3D resultantes são retrabalhados nos sistemas CAD 3D para corrigir falhas nas suas superfícies e possibilitar o uso nos processos de AM (VOLPATO, 2017). O arquivo 3D obtido, normalmente em formato STereoLithography (STL) ainda é o mais utilizado nas tecnologias atuais, mas já existem outras representações que podem ser empregadas, como o common layer interface (CLI) e o additive manufacturing format (AMF). O formato STL caracteriza-se por ser uma forma simples e robusta de representar modelos 3D por meio de uma malha triangular que recobre todas as superfícies de um objeto. A concepção básica dessa representação é oferecer a possibilidade de ser interpretada por qualquer sistema de AM, independentemente dos recursos computacionais ou do sistema operacional utilizado.
Em teoria, a etapa do fatiamento pode ocorrer de forma direta ou indireta. A primeira estratégia aplica o fatiamento
