FABRICAÇÃO E CARACTERIZAÇÃO DE LIGAS METÁLICAS AMORFAS DO TIPO Co80Nb(20-x)Bx
Castro, R. S. (1); Lima, S. J. G. (2); Souza, A. G.(3)
(1) Centro Federal de Educação Tecnológica de Pernambuco – CEFET / Coord. de Mecânica (2) Universidade Federal da Paraíba – UFPB / DTM
(3) Universidade Federal da Paraíba – UFPB/ DQ
Palavras chaves: Ligas metálicas amorfas, melt spinning, temperatura de cristalização, permeabilidade e coercividade
Key words: Amorphous metalic alloys, melt spinning, cristalization temperature, permeability and coercivity
RESUMO
Fitas metálicas amorfas do tipo Co80Nb20-xBx foram fabricadas pelo processo melt
spinning em três diferentes composições: Co80Nb14B6, Co80Nb12B8 e Co80Nb10B10. Foram determinadas as condições necessárias à obtenção das fitas amorfas, tais como temperatura de ejeção, pressão de ejeção, velocidade do substrato e diâmetro do orifício do cadinho de quartzo.
A confirmação da estrutura amorfa das fitas foi feita através de análise por difração de raios-X. O Processo de cristalização e a estabilidade térmica foram estudados por DTA e TMA. A cristalização das ligas Co80Nb20-xBx ocorrem entre 420 e 730 °C, dependendo da composição. da liga. Também estudou-se o comportamento magnético das fitas, as quais apresentaram alta permeabilidade magnética e baixa coercividade.
ABSTRACT
Amorphous metallic ribbons of Co80Nb20-xBx type, of three different compositions: Co80Nb14B6, Co80Nb12B8 andCo80Nb10B10, have been produced through the melt spinnig process. The necessary conditions to process amorphous ribbons were stablished, such as ejection temperature, ejection pressure, subtract velocity and the orifice diameter of the quartz crucicble.
Verification of the amorphous nature of the ribbons were made by X-ray diffraction analysis. The crystalization process and the thermal stability were studied by DTA and TMA. Crystalization of Co80Nb20-xBx alloys occured between 420 and 730 °C, depending on composition. It was also studied the magnetic behaviour of the ribbons, which showed high magnetic permeability and low coercivity.
INTRODUÇÃO
Desde o seu surgimento, na década de 60 [1], as ligas metálicas amorfas têm despertado interesse de estudo, principalmente pelas suas propriedades magnéticas e potencialidade de aplicações em equipamentos eletro-eletrônicos. Isto deve-se ao fato de que estes materiais não possuem anisotropia magnetocristalina, nem contornos de grão. As propriedades dessas ligas podem ser modificadas por alterações na composição, processamento ou através de tratamentos térmicos controlados [2].
Um dos fatos que torna atrativo a utilização de ligas amorfas do tipo CoNbB, no Brasil, é a existência de grandes jazidas de minério de nióbio em Minas Gerais e Goiás [3]. O sistema de amorfos do tipo CoNbB é de fácil fabricação e possui boas propriedades magnéticas: baixa coercividade, boa estabilidade térmica e alta magnetização [4]. Contudo essas ligas têm limitações na sua utilização. Elevadas temperaturas podem cristalizar o material ou fazê-lo perder algumas de suas propriedades magnéticas, motivo pelo qual o estudo da estabilidade térmica do material é de relevante importância
Neste trabalho, estudou-se a fabricação e caracterização de ligas metálicas amorfas do tipo Co80Nb(20-x)Bx, em três distintas composições. Também estabeleceram-se as condições favoráveis para se obter estrutura amorfa através do processo melt spinning. O estudo de caracterização foi feito levando-se em conta as propriedades térmicas e magnéticas (permeabilidade e coercividade).
MATERIAIS E MÉTODOS
Obtenção da liga Co80Nb20-xBx
Foram produzidas três composições de ligas: Co80Nb14B6, Co80Nb12B8 eCo80Nb10B10. As ligas-mãe foram produzidas a partir dos elementos Co, Nb com pureza PA e do borêto Co2B, utilizando-se o processo de fusão por indução com atmosfera protetora de argônio em um cadinho de cobre refrigerado por fluxo de água. A utilização do Co2B deve-se à dificuldade de dissolução do boro puro na liga [5].
Cada composição da liga foi fundida pelo menos por três vezes para promover a sua homogeneização. A atmosfera do forno de indução foi submetida a vácuo utilizando-se uma bomba de vácuo rotativa com vazão nominal de 8 m3/h e pressão final de 2x10-2 mBar. Em seguida foi injetado argônio até uma pressão de 50 cmHg . Tal procedimento foi repetido por mais duas vezes para garantir uma boa atmosfera protetora e diminuir a possibilidade de oxidação da liga.
Fabricação da fita por melt-spinning
As ligas foram amorfizadas em forma de fitas pelo processo melt-spinning, a partir da liga-mãe, preparada conforme descrição acima. Para tal foi utilizado a máquina de melt-spinning, modelo MB II, construída no Laboratório de Solidificação Rápida da UFPB, equipada com um volante de cobre de diâmetro de 350 mm.
A máquina foi submetida a vácuo, utilizando-se a mesma bomba descrita no item anterior. Em seguida foi injetado argônio a uma pressão de 70 cmHg. Esta operação foi repetida por mais duas vezes para garantir uma boa atmosfera protetora. No momento da fusão a pressão de argônio foi de 70 cmHg.
A fusão da liga foi feita em cadinho de quartzo de 10 mm de diâmetro interno, provido de um bico ejetor na sua parte inferior com diâmetro de 0.8 mm. A temperatura foi monitorada por um pirômetro ótico de marca IRCON, modelo modline plus, com intervalo de medição de entre 800 e 2000 °C.
As principais variáveis que devem ser controladas no processo de fabricação melt
spinning são: temperatura de vazamento, pressão de ejeção do metal líquido, distância do furo do
cadinho ao substrato, ângulo de inclinação do cadinho e velocidade do substrato [6].
No processo utilizou-se amostras de massa entre 3 a 4 g em um cadinho de quartzo. Os experimentos indicaram os seguintes parâmetros como favoráveis à obtenção das fitas amorfas: furo do cadinho de 0.8 mm de diâmetro, inclinação do cadinho de 15° (em relação a vertical), distância do furo do cadinho ao substrato de 1.5 mm, rotação do volante de 2000 rpm (equivalente a uma velocidade linear superficial de 36.65 m/s), temperatura de ejeção de 1230 a 1250 0C, pressão da atmosfera protetora de argônio de 70 cmHg e ∆P de ejeção igual a 24 cmHg.
Difração de raio x
A análise por difração de raios-X foi realizada com o objetivo de se confirmar a estrutura amorfa das fitas obtidas. As análises foram feitas, à temperatura ambiente, com um difratômetro de marca SIEMENS modelo D5000 com tubo de cobre com radiação Kα de 0,15406 nm.
As fitas foram cortadas e fixadas sobre uma placa de vidro com dimensões de 15 x 15 mm e aderidas à esta superfície com silicone.
Análises térmica e termomecânica- DTA e TMA
As análises de DTA (Análise Térmica Diferencial) foram realizados a fim de se verificar o processo de cristalização das ligas e suas respectivas temperaturas de cristalização. O equipamento utilizado foi um analisador térmico de marca SHIMADZU, modelo DTA-50 acoplado a um microcomputador PC.
Utilizou-se como material de análise as fitas amorfas partidas em pedaços de cerca de 3 mm de comprimento. Utilizou-se como material de referência amostras cristalizadas da própria liga. A massa utilizada em cada análise foi de 30 a 40 mg para cada amostra. O material compactado foi acomodado em porta amostra de platina com uma tampa de aço inox para evitar a expulsão da massa durante a análise. Foi mantida uma atmosfera protetora de nitrogênio com fluxo de 50 ml/min e submeteu-se as amostras ao seguinte ciclo de aquecimento: 1) aquecimento da temperatura ambiente até 200 οC com uma taxa de 30 οC/min; 2) permanência por 3 min à temperatura de 200 οC; 3) aquecimento de 200 οC até 800 οC a uma taxa de 10 οC/min; 4) permanência por 3 min à temperatura de 800 οC
Nas análises de TMA (Análise Termomecânica), o equipamento utilizado foi um analisador de marca SHIMADZU, modelo TMA-50 acoplado a um microcomputador PC. Utilizaram-se amostras com 15 mm de comprimento, sobre as quais aplicou-se uma carga de tração constante de 10g. Durante a análise manteve-se um fluxo de nitrogênio de 50ml/min.
O ciclo de aquecimento ao qual as amostras foram submetidas foi semelhante ao da análise térmica diferencial, alterando-se apenas a temperatura final de 800 para 950 οC
Permeabilidade e susceptibilidade magnética
As medidas de susceptibilidade magnética foram feitas utilizando-se um susceptômetro específico para medições desta propriedade magnética em fitas e fios. Acoplado ao susceptômetro, utilizou-se um lock in digital modelo 5209 de fabricação PRINCETON, uma fonte de potência e um micro computador PC-IBM para monitoramento e aquisição de dados.
As amostras foram utilizadas em forma de fitas, fixadas sobre um porta amostra de quartzo e colocadas no equipamento de forma a ocupar todo o comprimento da espira, cujo diâmetro e comprimento são 10 e 30 mm, respectivamente. A estrutura amorfa destas fitas já havia sido previamente comprovada pela análise de raios X.
Para se calcular a susceptibilidade e permeabilidade magnética máxima relativa das fitas em e.m.u. utilizou-se as seguintes equações:
µµµµr =(1+4ππππχχχχ) e χχχχ = 1/ηηηη*∆∆∆∆V/Vb, onde:
µµµµr = permeabilidade magnética máxima relativa; χχχχ = susceptibilidade magnética; ηηηη= fator de
preenchimento (volume da amostra/volume da espira) e ∆∆∆∆V/Vb é o valor máximo obtido
diretamente da curva de susceptibilidade
A partir dos valores da susceptibilidade também extraiu-se o valor da coercividade ou campo coercitivo, que corresponde ao valor do campo magnético no qual se tem o valor máximo de ∆∆∆∆V/Vb.
RESULTADOS E DISCUSSÃO
Fabricação das fitas
As fitas obtidas com sucesso, isto é, com geometria regular, contínuas e com estrutura amorfa, possuíam largura de 0.90 a 1.17 mm e espessura de 25.0 a 27.2 µm. As tabelas I e II exibem os parâmetros de fabricação e as dimensões das fitas obtidas para cada composição.
Tabela I – Parâmetros de fabricação do processo melt spinning
Fita Tejeção (0C) ∆∆∆∆P (cmHg) φφφφ (mm) Rotação(rpm)
Co80Nb14B6 1250 24 0,8 2000
Co80Nb12B8 1225 24 0,8 2000
Co80Nb10B10 1210 24 0,8 2000
Tabela I I - Geometria das fitas obtidas
Fita Ângulo de ejeção Altura de ejeção (mm) Largura média(mm) Espessura média(µµµµm) Co80Nb14B6 15° 1,5 1,17 27,20 Co80Nb12B8 15° 1,5 0,95 25,33 Co80Nb10B10 15° 1,5 0,90 25,00
Ligas brutas de têmpera
As ligas brutas de têmpera foram submetidas à análise por difração de raios-X. Os difratogramas apresentados na figura I, são característicos de materiais com estrutura atômica sem ordem a longa distância, o que comprova o êxito na amorfização das ligas estudadas.
Figura I – Difratograma das fitas amorfas brutas de têmpera
Li n ( C o un ts ) 0 50 100 150 200 250 300 2-Theta - Scale 30 40 50 60 70 80 Co80Nb14B6 Co80Nb12B8 Co80Nb10B10
Caracterização Térmica
As ligas foram submetidas à análise térmica diferencial (DTA) e análise termomecânica (TMA). As curvas de DTA, reunidas na figura II mostram uma seqüência de reações de cristalização sobrepostas, o que dificulta precisar na escala de temperatura o início de cada reação exceto para a primeira delas.
Na curva obtida com a liga Co80Nb10B6 pode-se identificar pelo menos quatro transformações sucessivas, nas quais a primeira, conforme observado por MORRET [7], corresponde à precipitação de uma fase de cobalto na matriz amorfa. A medida que aumenta-se o teor de boro, em substituição ao nióbio, a intensidade da penúltima transformação diminui, de forma a praticamente não mais ser observada na liga Co80Nb10B10.
A tabela III reúne as temperaturas de início de cristalização de cada liga, bem como, as temperaturas atribuídas ao início das transformações intermediárias. O intervalo de cristalização corresponde à faixa de temperatura na qual se inicia a primeira transformação até o final da última transformação verificada. Interpretando a tabela II e a figura II pode-se verificar que o aumento do teor de boro abaixa a temperatura de início da cristalização ao mesmo tempo que retarda o fim da última transformação.
Tabela III – Transformações verificadas no processo de cristalização através de DTA
Temperatura de início de transformação (°°°°C)
Amostra T1 T2 T3 T4 Intervalo de transformação Co80Nb14B6 455 556 663 720 455-743 Co80Nb12B8 445 551 ___ 722 445-746 Co80Nb10B10 423 559 ___ 713 423-754
Nas curvas de TMA mostradas na figura III, diferentemente das curvas obtidas por DTA, não está bem caracterizada toda seqüência de transformações de cristalização. Apenas se percebe duas mudanças relevantes do coeficiente de dilatação (ver tabela IV), característica da mudança de estrutura amorfa para cristalina, a primeira no intervalo de 430 a 480 °C e a segunda em torno dos 730 °C. Estes valores são coerentes com as temperaturas de início e fim de cristalização verificados no DTA.
O coeficiente de dilatação destas ligas tem valor zero no ponto de máximo da curva de TMA. A temperatura T1 (ver tabela IV), correspondente a esse ponto, varia em função da composição, conforme pode ser verificado na tabela IV. O aumento do teor de boro diminui a temperatura correspondente ao ponto de máximo da primeira transformação na curva de TMA.
Tabela IV – Temperaturas de transformações verificadas no processo de cristalização através de TMA e coeficiente de dilatação antes e após as temperaturas de transformação.
Temperatura de transformação (°°°°C) Coeficiente de dilatação (10-6K-1) Amostra T1 T2 Temp < T1 Temp > T2 Co80Nb14B6 475 735 7.5 40.2 Co80Nb12B8 458 733 10.9 21.6 Co80Nb10B10 433 739 15.0 32.8
Na figuras IV mostra-se uma ampliação da curva de TMA e DTA da liga Co80Nb12B8 no intervalo de 450 a 550 °C. Podemos verificar, entre 460 a 480 °C, um comportamento invar dessa liga, em que o coeficiente de expanção não se altera em função da variação de temperatura. O mesmo não ocorreu para as demais composições.
Figura IV – Comparação entre as transformações ocorridas na liga Co Nb B nas análises de TMA e DTA
TMA
Caracterização Magnética
Foi realizada a medida da susceptibilidade magnética das ligas Co80Nb14B6 e Co80Nb12B8 e posteriormente calculada a sua permeabilidade. Os valores obtidos para a permeabilidade máxima relativa foram de 3598 e.m.u. e 4143 e.m.u. respectivamente. Este resultado foi calculado a partir do valor máximo de ∆V/Vb e do fator de preenchimento, conforme descrito no item materiais e métodos.
Na tabela V podem-se verificar os resultados da permeabilidade máxima relativa (µrmáx) e do campo coercitivo (Hc)para cada amostra. Os valores indicam que as ligas Co80Nb20-xBx são ferromagnéticas, com características “moles”. Sua permeabilidade, quando comparada com outros materiais de alta permeabilidade, não é excepcional, contudo, levando-se em consideração o valor da coercividade, esses resultados são bastante atrativos, pois essas ligas apresentam elevada permeabilidade associada a um pequeno valor de campo coercitivo (0,075 Oe para a liga Co80Nb14B6 e 0,035 Oe para a liga Co80Nb12B8).
Tabela V – Fator de preenchimento, permeabilidade magnética e campo coercitivo das fitas
Amostra Largura (mm) Espessura (µm) ηηηη (x10-6) ∆∆∆∆V/V µµµµrmáx (emu) Hc (Oe) Co80Nb14B6 1,17 27,20 405,19 0,116 3598 0,075 Co80Nb12B8 0,95 25,33 306,38 0,101 4143 0,035
CONCLUSÕES
As ligas do tipo Co80Nb14B6, Co80Nb12B8 e Co80Nb10B10 podem ser amorfizadas através do processo melt- spinning sob as seguintes condições de processamento: velocidade superficial do
substrato de 36.65 m/s, diferencial da pressão de ejeção de 24 cmHg, diâmetro do orifício do cadinho de 0,8 mm, ângulo de ejeção de 15°, altura de ejeção de 1,5 mm e temperaturas de vazamento de 1250 °C, 1225 °C e 1210 °C, respectivamente.
O processo de cristalização das ligas Co80Nb20-xBx é caracterizado por uma seqüência de reações sobrepostas, as quais ocorrem no intervalo de 420 a 750 °C. A substituição do nióbio pelo boro provoca o abaixamento da temperatura de cristalização e eleva a temperatura de fim deste processo.
O DTA é mais preciso na identificação das reações de cristalização do que o TMA. Neste último as reações intermediárias não são reveladas, só sendo possível se identificar as temperaturas de início e fim da cristalização. A liga Co80Nb12B8 apresenta um comportamento invar no intervalo de 460 a 480 °C.
As ligas Co80Nb14B6 e Co80Nb12B8 possuem permeabilidade magnética máxima relativa de 3598 emu e 4143 emu, respectivamente, além de apresentarem baixos valores de coercividade: 0,075 Oe para a liga Co80Nb14B6 e 0,035 Oe para a liga Co80Nb12B8. Logo, o aumento do teor de boro em substituição ao nióbio causa o aumento da permeabilidade magnética, ao mesmo tempo em que diminui os valores da coercividade
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
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[3] LYAKISHEV, N. P.; TULIN, N.A and PLINER, YU. L.; Niobium in Steels and Alloys, ed. CBMM, São Paulo, p 17, 1984.
[4] CORB, B.W.; O`HANDLEY, R. C.; PARADIS, S. and GRANT N. J., Magnetostriction and the local order of CoNbB glasses, J. Appl. Phiys., v 55, p 1781, 1984.
[5] MARCONDES P. V.; Comunicação Verbal, Laboratório de Solidificação Rápida, UFPB, João Pessoa, 1998.
[6] LEITE P.J.; Elaboração e Caracterização de Ligas Leves Al-Fe-V-Si e Al-Fe-Nb-Si Obtidas por Solidificação Rápida, João Pessoa, UFPB, Dissertação de Mestrado, pp 20-21, 1993.
[7] MORRET, F.; Elaboration D’alliages Microcristalisés par Dévitrification de Verres Métaliques NiNb et CoNbB Trempés sur Roleau, Grenoble, Institut National Polytechnique, Tese de Doutorado, pp 181 – 209; 1987.
