UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO GRANDE DO NORTE CENTRO DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

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UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO GRANDE DO NORTE

CENTRO DE TECNOLOGIA

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE

MATERIAIS

ESTUDO DA INFLUÊNCIA DA ADIÇÃO DO NÍQUEL EM ALUMINA

PELA ROTA DA METALURGIA DO PÓ

MESTRADO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS

ÁREA DE CONCENTRAÇÃO: METALURGIA DO PÓ

LINHA DE PESQUISA: PROCESSAMENTO

MESTRANDO: ARTHUR GABRIEL F. DE OLIVEIRA

ORIENTADOR: PROF. DR. UÍLAME UMBELINO GOMES

NATAL/RN 2015

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PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E

ENGENHARIA DE MATERIAIS

ESTUDO DA INFLUÊNCIA DA ADIÇÃO DE NÍQUEL EM ALUMINA PELA ROTA DA METALURGIA DO PÓ

ARTHUR GABRIEL FERREIRA DE OLIVEIRA

Dissertação de mestrado apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais da Universidade Federal do Rio Grande Do Norte como parte dos requisitos para obtenção do título de MESTRE EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

Orientador: Prof. Dr. Uílame Umbelino Gomes

NATAL/RN 2015

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UFRN / Biblioteca Central Zila Mamede Catalogação da Publicação na Fonte Oliveira, Arthur Gabriel Ferreira de.

Estudo da influência da adição de níquel em alumina pela rota da metalurgia do pó / Arthur Gabriel Ferreira de Oliveira. – Natal, RN, 2015.

50 f. : il.

Orientador: Prof. Dr. Uilame Umbelino Gomes.

Dissertação (Mestrado) – Universidade Federal do Rio Grande do Norte. Centro de Tecnologia. Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais.

1. Alumina – Dissertação. 2. Metalurgia do pó – Dissertação. 3. Moagem de alta energia – Dissertação. I. Gomes, Uilame Umbelino. II. Universidade Federal do Rio Grande do Norte. III. Título.

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Dedico este trabalho a Deus que está comigo em todos os momentos. A minha filha Gabriela, luz dos meus olhos.

A todos os familiares e amigos que sempre deram toda a força necessária.

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AGRADECIMENTOS

Ao Professor Uílame Umbelino Gomes que proporcionou a oportunidade de realizar o presente trabalho, orientando e transmitindo os conhecimentos necessários.

A Dra. Leiliane Alves de Oliveira. A Dra. Ariadne Souza Silva.

Ao Prof. Tercio Graciano Machado. Ao Eng. e técnico Murillo Menna. A Msc. Samara Valcacer.

A Msc. Maria José Santos Lima. Ao Msc. Meysam Karimi.

Ao Msc. Igor (LABPLASMA).

A todos os integrantes do LMCME pela amizade e troca de conhecimentos. Aos departamentos, funcionários e amigos da UFRN que de alguma forma participaram, no muito ou no pouco de minhas atividades, pois para mim, toda participação foi expressiva e positiva.

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RESUMO

Os materiais cerâmicos a base de alumina têm sido bastante utilizados em componentes estruturais, principalmente pelo fato de possuir propriedades como alta dureza, inércia química e boa resistência ao desgaste. Entretanto, a sua baixa tenacidade é um fator que compromete seu uso em diversas outras aplicações, apresentando a adição de níquel como uma possível solução para este problema. Nesse contexto, esse trabalho tem como objetivo estudar a adição de níquel em alumina, utilizando a rota da metalurgia do pó no processamento do material. Os percentuais de níquel adicionado foram 2, 4 e 6% p; e para cada composição, foi realizada moagem de alta energia em moinho planetário por 2, 4, 9 e 16h. Posteriormente, as amostras foram compactadas a 300 MPa e sinterizadas em forno à vácuo a 1400⁰C por 2 horas. As amostras foram caracterizadas quanto as propriedades físicas e mecânicas, observando-se, no geral, uma melhora na sinterabilidade do material com o aumento do tempo de moagem e teor de níquel, com diminuição e homogeneização da porosidade e aumento da dureza. Valores de densidades acima de 80% da teórica foram obtidos. No tempo de moagem de 4 horas e adição de 2% de níquel, particularmente, se alcançou os maiores valores de dureza (1068,7 +_/_-_{32,6 HV)}

e densidade de aproximadamente 99% da densidade teórica.

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ABSTRACT

Ceramic materials alumina basis have been widely used in structural components, mainly because owning properties such as high hardness, chemical inertness and good wear resistance, however, the low toughness is a factor that compromises its use in many other applications, featuring the addition of nickel as a possible solution to this problem, in this context, this work aims to study the addition of nickel alumina using the route of powder metallurgy processing of the material. The percentage of nickel were added 2, 4 and 6 wt%; and each composition to high energy milling in a planetary mill was performed for 2, 4, 9 and 16h. Subsequently, the samples were compacted at 300 MPa and sintered in a vacuum oven at 1400⁰C for 2h. The samples were characterized as the physical and mechanical properties, observing, in general, an improvement in sinterability of the material with increasing grinding time and nickel content, and mixing with a decrease of porosity and increase of hardness, density values above 80% of theoretical were obtained. The milling time of 4 hours and addition of 2% nickel, particularly if achieved higher hardness (HV 1068.7 +/- 32.6) and density of about 99% theoretical density.

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SUMÁRIO

1. INTRODUÇÃO... 1 2. REVISÃO BIBLIOGRÀFICA... 2 2.1. CERÂMICAS... 2 2.1.1. Alumina... 3 2.2. NÍQUEL... 4

2.3. SISTEMA ALUMINA / NÍQUEL (Al2O3 / Ni) ... 5

2.4. METALURGIA DO PÓ... 6

2.4.1. Preparação e caracterização dos pós... 7

2.4.2. Mistura e homogeneização... 7

2.4.2.1. Moagem de Alta Energia – MAE... 8

2.4.3. Compactação dos pós... 10 2.4.4. Sinterização... 12 2.4.4.1. Tempo de sinterização... 13 2.4.4.2. Atmosferas de sinterização... 13 2.4.4.3. Sinterização sólida... 14 2.4.4.4. Sinterização à vácuo... 15 3. MATERIAIS E MÉTODOS... 16 3.1. PROCESSAMENTO... 17 3.1.1. Matérias-primas... 17

3.1.2. Moagem de Alta Energia... 17

3.1.3. Compactação dos pós... 18

3.1.4. Sinterização... 20

3.2. CARACTERIZAÇÃO DOS PÓS... 21

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3.2.3. Difração de Raios X (DRX)... 22

3.3. CARACTERIZAÇÃO DA MICROESTRUTURA E PROPRIEDADES DO MATERIAL SINTERIZADO... 23

3.3.1. Densidade... 23

3.3.1.1. Cálculo da densidade teórica... 24

3.3.2. Ensaio de microdureza... 24

3.3.3. Retração linear... 25

4. RESULTADOS E DISCUSSÃO... 26

4.1. CARACTERIZAÇÃO DOS PÓS DE PARTIDA... 26

4.2. CACACTERIZAÇÃO DA MISTURA DOS PÓS APÓS MOAGEM... 28

4.2.1. Efeito do Tempo de Moagem no Tamanho de Partículas... 28

4.2.2. Estrutura Cristalina dos Pós Moídos... 30

4.2.3. Evolução Morfológica das Partículas de Pó... 33

4.3. CARACTERIZAÇÃO DA MICROESTRUTURA E PROPRIEDADES DO SINTERIZADO... 37

4.3.1. Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV)... 37

4.3.2. Retração Linear... 43

4.3.3. Densidade... 44

4.3.4. Microdureza... 45

5. CONCLUSÕES... 47

SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS... 48

REFERÊNCIAS... 49

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ÍNDICE DE FIGURAS

Figura 2.1 - Classificação dos materiais cerâmicos com base na sua aplicação... 2

Figura 2.2 - Ilustração do processo de colisão esfera-pó-esfera durante o MAE... 8

Figura 2.3 - Esquema do processo de compactação numa prensa uniaxial... 11

Figura 2.4 - Etapas de compactação... 12

Figura 2.5 - Variação da porosidade durante o processo de sinterização sólida ... 15

Figura 2.6 - Ciclo de Sinterização em forno à vácuo... 15

Figura 3.1 - Fluxograma do procedimento experimental... 16

Figura 3.2 - Moinho planetário utilizado neste estudo... 18

Figura 3.3 - Matriz de compactação... 19

Figura 3.4 - Prensa de compactação uniaxial utilizada no processo... 19

Figura 3.5 - Forno à vácuo utilizado neste estudo... 20

Figura 3.6 - Granulômetro à laser utilizado nesse estudo... 21

Figura 3.7 - Microscópio Eletrônico de Varredura utilizado neste trabalho... 22

Figura 3.8 - Equipamento de Difração de Raios-X utilizado neste estudo... 23

Figura 3.9 - Microdurômetro Digital utilizado... 25

Figura 4.1 - Micrografia do pó de alumina com 1500x... 26

Figura 4.2 - Micrografia do pó de níquel com 1500x... 26

Figura 4.3 - Resultado de DRX para o pó de Alumina de partida... 27

Figura 4.4 - Resultado de DRX para o pó de Ni de partida... 28

Figura 4.5 - Efeito do tempo de moagem no diâmetro médio de partícula... 30

Figura 4.6 - Difratogramas de Al2O3 / Ni 2% para 2, 4, 9 e 16 horas de MAE... 31

Figura 4.7 - Difratogramas de Al2O3 / Ni 2% para 2, 4, 9 e 16 horas de MAE... 32

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Figura 4.10 - Micrografia de Al2O3 / Ni (2%) a 4 h de MAE (1500x)... 34

Figura 4.21 - Micrografia de Al2O3 / Ni (2%) 2 h de MAE Sinterizado (500x)... 38

Figura 4.25 - Micrografia da trinca Al2O3 / Ni (2%) 16h (30x)... 39

Figura 4.30 - Aglomerado de partículas de Ní 4% com 16 h de MAE Sinterizado... 41

Figura 4.31 – Micrografia de Al2O3 / Ni (6%) 2 h de MAE Sinterizado (500x)... 42

Figura 4.32 - Micrografia de Al2O3 / Ni (6%) 4 h de MAE Sinterizado (500x)... 42

Figura 4.35 - Retração linear x Tempo de moagem... 43

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LISTA DE QUADROS

Quadro 1 – Propriedades da alumina ... 4

Quadro 2 – Propriedades do Níquel ... 5

Quadro 3 – Diâmetros médios de partícula ... 29

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1 INTRODUÇÃO

Ao longo do tempo, têm se buscado o desenvolvimento e o aprimoramento de materiais que forneçam propriedades desejadas para o uso em aplicações específicas, e uma das classes de materiais que se observa uma notória evolução é a das cerâmicas. As cerâmicas, possivelmente, são os materiais mais antigos a serem manipulados pelo homem e existem indícios que já era produzida há cerca de 10-15 mil anos atrás.

No geral, as cerâmicas possuem alta dureza e resistência a altas temperaturas, isso deve-se muito ao fato de suas ligações químicas serem predominantemente iônicas, cuja força de ligação é relativamente alta.

Dentre os diversos materiais cerâmicos, a alumina pode ser considerada um típico representante, sendo usada em muitas aplicações de engenharia onde se necessita resistência mecânica e temperaturas elevadas ao mesmo tempo, porém o seu uso em diversas outras aplicações é restrito pela sua baixa tenacidade. Segundo (GOMES, 1995), a adição de impurezas, mesmo em quantidades pequenas, afeta drasticamente as propriedades da peça cerâmica de alta alumina, e ainda, segundo (EKSTRÖM, 1993), inclusões metálicas em cerâmicas podem servir como frentes para inibição de propagação de trinca, resultando numa melhora na tenacidade do material.

Neste contexto, o objetivo deste trabalho foi estudar a influência da adição de níquel em alumina, utilizando o processo da tecnologia do pó, onde os pós dos materiais de partida foram caracterizados, moídos em moinho de alta energia, compactados uniaxialmente a frio, e sinterizados em forno a vácuo.

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2 REVISÃO BIBLIOGRÀFICA

2.1 CERÂMICAS

É a classe dos materiais que é basicamente formada por elementos metálicos e não metálicos unidos predominantemente por ligações iônicas, podendo serem formadas por ligações covalentes, ou uma mistura entre elas; sendo o caráter iônico dessas cerâmicas, diretamente relacionado com a eletronegatividade dos átomos que a constituem. As cerâmicas geralmente possuem propriedades características, tais como alta dureza, resistência a altas temperaturas e ambientes abrasivos, além de serem isolantes térmicos e elétricos. Porém o seu uso em diversas aplicações ainda é restrito pela fragilidade e pouca absorção de energia. Segundo (CALLISTER JR, 2002), os materiais cerâmicos podem ser classificados de acordo com sua aplicação os quais se incluem os vidros, produtos estruturais à base de argila, louças brancas, refratários, abrasivos, cimentos, e as recentemente desenvolvidas, cerâmicas avançadas, conforme ilustra a figura 2.1.

Figura 2.1 – Classificação dos materiais cerâmicos com base na sua aplicação

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2.1.1 Alumina

Dentre os materiais cerâmicos, podemos citar o óxido de alumínio ou alumina (Al2O3). A alumina é um produto intermediário do processo de produção do alumínio

metálico advinda da bauxita através da utilização do processo Bayer. Em torno de 85% da bauxita do mundo é convertida em alumina para a fabricação do alumínio (PLUNKERT, 2001). De acordo com o levantamento norte-americano da USGS, o Brasil atingiu em 2012 a terceira posição na produção mundial de bauxita, com 34 milhões ao ano (12,9% da produção mundial), ultrapassando a Indonésia. A Austrália é líder em produção, com 27,7% do total, seguida pela China, com 18,2% (GOLDFAJN, 2013). Apesar da maioria da alumina do mundo servir para transformação em alumínio, isso não diminui a utilidade e aplicação do material como matéria-prima industrial. Estima-se que mais de 4 milhões de toneladas de alumina são usados em aplicações em materiais em todo o mundo (DAVIS, 2010).

Segundo (DAVIS, 2010), a estrutura de óxido de alumínio é encontrada nas estruturas hexagonal e octaédrica. Na hexagonal os átomos estão presentes nos cantos da célula enquanto nos sítios octaédricos eles estão presentes entre as duas camadas de empilhamento vertical. Cátions de alumínio estão presentes em 2/3 dos sítios octaédricos enquanto os ânions de oxigênio estão em 1/3 dos sítios octaédricos. Cada oxigênio é compartilhado entre quatro átomos de alumínio. A presença de oxigênio em sítios octaédricos permite a ligação forte e, por conseguinte, dando origem as características e propriedades de alumina.

De acordo com (GOMES, 1995), a alumina (Al2O3) apresenta-se sob formas

cristalográficas variadas, e as que apresentam maior utilização são:

 α - Alumina: possui superfície específica relativamente baixa, da ordem de 20 m2_{/g, e suas principais aplicações são em peças estruturais e em cerâmicas}

refratárias devido a propriedades como alta dureza, estabilidade química, além da refratariedade.

 β - Alumina: a principal propriedade específica é ser bom condutor iônico, e por isso tem grande aplicação como eletrólito sólido.

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 γ - Alumina: devido à sua alta superfície específica (100 – 200 m2_{/g), este tipo de}

alumina torna-se extremamente adequado para aplicações como catalizadores.

O potencial do uso da alumina em aplicações na engenharia é muito grande pelo fato de possuir propriedades como inércia química e alta resistência elétrica, entretanto, sua fragilidade limita essas aplicações (WANG; CHEN; TUAN, 2002). A tabela 2.1 mostra algumas propriedades da alumina.

Quadro 2.1 – Propriedades da alumina

Fonte: Stainer; Hotza; Santa (2014)

A adição de impurezas, mesmo em quantidades pequenas, afeta drasticamente as propriedades da peça cerâmica de alta alumina (GOMES, 1995).

Inclusões metálicas podem servir como frentes para inibição de propagação de trincas, resultando numa melhora da tenacidade do material (EKSTRÖM, 1993).

2.2 NÍQUEL

O níquel é um metal prateado, razoavelmente duro, dúctil e maleável. Apresenta um fraco brilho amarelado devido, em parte, à existência de uma camada protetora de óxido. Forma compostos inorgânicos solúveis, como os hidróxidos, sulfatos, cloretos e

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nitratos, e insolúveis, como os óxidos e sulfetos. Também pode formar carbonila de níquel, um composto orgânico volátil e incolor. O níquel possui diferentes estados de oxidação e o mais frequente é o Ni2+_{, que tem a capacidade de formar vários}

complexos. O Brasil é o sétimo maior produtor de Níquel, com 85.000 toneladas em 2008, aproximadamente. A Rússia é a maior produtora com 19% do volume total, seguido por Canadá com 15%, Austrália, com 11%, e Indonésia, com 9% (“Importação e exportação”, 2011). O níquel é utilizado principalmente na fabricação de aço inoxidável, por ser um elemento resistente à ação corrosiva de muitos ácidos, álcalis e sais, na galvanoplastia do cromo para conferir adesão do cromo ao ferro e como catalisador em algumas reações de hidrogenação, como na fabricação da margarina e manteiga a partir de gorduras líquidas. Também é usado na produção de ligas, baterias alcalinas, moedas, pigmentos inorgânicos, próteses clínicas e dentárias (“Níquel e seus compostos”, 2012). A tabela 2.2 mostra algumas propriedades do níquel.

Quadro 2 – Propriedades do Níquel

Fonte: Dos Santos (2009)

2.3 SISTEMA ALUMINA / NÍQUEL (Al

2

O

3

/ Ni)

O sistema alumina / Níquel, processado pela rota da metalurgia do pó, foi estudado por TUAN; BROOK (1992), com os pós sendo moídos por atrito durante 4 horas, compactados por prensa isostática a frio (CIP) e sinterizados com temperaturas

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entre 1400ºC e 1700ºC, onde, no geral, observou-se uma dificuldade de densificação e um decréscimo da densidade com a adição do níquel, evidenciado pela baixa interação entre as partículas da cerâmica e do metal.

No trabalho de (CHEN; TUAN,1998) o sistema foi processado a partir de pós nanométricos de alumina e níquel, com tamanhos médios de partícula de 490 e 118 nm, respectivamente, onde, além da sinterização por 2 horas a 1400ºC, realizou-se um recozimento a 1300ºC por 2 horas, observando-se uma melhora na tenacidade do material.

No estudo de (WANG; CHEN; TUAN, 2002) foram encontradas densidades em torno de aproximadamente 100%, principalmente para composição de 5% de níquel, já no de (ALDRICH; FAN; MUMMERY, 2000) se verificou densidades entre 96 e 99% utilizando compactação à quente, com as menores porcentagens de níquel (em torno de 7%) alcançando os maiores valores.

2.4 METALURGIA DO PÓ

A Metalurgia do pó, chamada algumas vezes de tecnologia do pó, pode ser definida como um processo de fabricação que se dedica à produção de peças a partir de pós metálicos e não-metálicos.

Apesar de pesquisas arqueológicas indicarem que o homem já produzia armas, lanças e ferramentas com aglomerados de ferro há cerca de 6000 anos a.C., somente no século XIX, foram dados os primeiros passos para o desenvolvimento da moderna metalurgia do pó.

O ano de 1829 representa um marco na história da metalurgia do pó, pois neste período foram produzidas peças de platina maleável, material que até então não podia ser processado por fundição normal, em razão do seu alto ponto de fusão (cerca de 1775°C). No início do século XX, foram desenvolvidos processos para obtenção de peças de tungstênio e de molibdênio por sinterização. Mas a produção só se expandiu mesmo após a Segunda Guerra Mundial, para atender à demanda da florescente indústria automobilística. Hoje, são inúmeras as aplicações industriais de peças produzidas por sinterização.

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Este processo tem algumas vantagens em relação à metalurgia convencional, tais como a redução das perdas de matéria prima, eliminação ou redução das operações de usinagem e peças com bom acabamento superficial, além de o processo produtivo ser de fácil automação, e os produtos obtidos de alta pureza, por isso sendo, muitas vezes um processo economicamente viável.

Segundo GOMES (1995), a tecnologia do pó pode ser dividida em três estágios fundamentais distintos: preparação e caracterização do pó, consolidação do pó e sinterização de compactados do pó.

2.4.1 Preparação e caracterização dos pós

Existem várias técnicas para obtenção de pós metálicos e cerâmicos, estas conduzem a diversas formas, tamanhos, distribuição e outras características dos pós, sendo imprescindível o domínio do processo de obtenção e caracterização dos pós para se chegar a uma peça final que atenda os quesitos de engenharia.

De acordo com (GOMES, 1995), as técnicas de produção do pó podem ser englobadas em três grandes áreas: processos químicos, processos físicos e processos mecânicos, sendo possível a utilização de mais de um processo.

A caracterização consiste na utilização de métodos ou técnicas (Difração de Raios - X, Microscopia Eletrônica de Varredura, Granulometria, etc.) para se determinar condições e características dos pós, tais como: tamanho e forma de partícula, superfície específica, densidade, dentre outros. Cada uma dessas características é importante para determinação de diversos parâmetros utilizados nas etapas conseguintes.

2.4.2 Mistura e homogeneização

As operações de Mistura e homogeneização são importantes pois aumentam o contato entre as partículas. O resultado depende do tamanho e da forma das partículas. Considera-se que quanto maior a uniformidade do tamanho de partícula do material a ser misturado ou homogeneizado, maior será a possibilidade de obter-se resultados uniformes e consistentes. Por outro lado, partículas maiores apresentam forte tendência

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de segregar. Se possível, a eliminação dessas partículas maiores deveria ser realizada (CHIAVERINI, 2001).

A mistura uniforme proporciona uma microestrutura homogênea ao final do processo e para melhorar essa homogeneização é adicionado a mistura, um lubrificante com a função de diminuir o atrito entre as partículas da mistura e também das partículas com a parede do molde durante a compactação (DOS SANTOS, 2009).

2.4.2.1 Moagem de alta energia

O processo de Moagem de Alta Energia (MAE) é uma síntese mecano-química em que as misturas de pós de diferentes metais ou ligas são moídas conjuntamente para obtenção de uma liga homogênea, através da transferência de massa. Durante o processo, as partículas de pó são continuamente deformadas, soldadas a frio, quebradas e ressoldadas (TORRES; SHAEFFER, 2010). A figura 2.2 ilustra a colisão esfera-pó-esfera durante um processo de moagem de alta energia.

Figura 2.2 - Ilustração do processo de colisão esfera-pó-esfera durante a MAE.

Fonte: SURYANARAYANA (2001).

O processo foi primeiramente estudado por (BENJAMIN, 1976), visando produzir ligas endurecidas por dispersão. Posteriormente, foi estudado por Paul D. Merica

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Research Laboratory da empresa The International Nickel Company (INCO), nos Estados Unidos, quando surgiu a necessidade industrial de se produzir as tradicionais superligas a base de níquel reforçado por dispersão de óxido para aplicações na indústria aeroespacial.

A técnica consiste basicamente no processamento de materiais na forma de pós, juntamente com corpos de moagem, que podem ser esferas de aço ou outro material de alta dureza, inseridos em um vaso de moagem, geralmente feito do mesmo material das esferas.(TORRES; SHAEFFER, 2010).

A moagem de alta energia é um processo complexo e, portanto, envolve a atenção a um grande número de variáveis para se obter uma fase, dispersão e/ou microestrutura desejada no produto final (SURYANARAYANA, 2001).

Alguns dos parâmetros mais importantes que têm efeito direto na constituição do produto final são: Tipo de moinho, recipiente de moagem, velocidade de processamento, tempo de processamento, tipo e dimensões dos meios de moagem como também sua distribuição, razão entre a massa de bolas e a massa de pó, quantidade de material a ser moído, agentes de controle do processo, atmosfera e temperatura de processamento. Tais variáveis são, muitas vezes, independentes umas das outras durante o processo. Por exemplo, o tempo de moagem depende do tipo de moinho utilizado, tamanho do meio de moagem, temperatura e razão entre massas das esferas e do pó a ser moído.

Existem vários tipos de moinhos, basicamente eles podem ser divididos em moinhos convencionais de baixa energia como o acrobata (ou de copo); e os moinhos de alta energia como os moinhos shaker SPEX, Attritor (ou Attrition) e o moinho do tipo planetário.

Dentre os tipos de moinho, podemos citar o moinho planetário cujo é composto por um recipiente que gira a uma velocidade de rotação ω sobre uma bandeja que gira a uma velocidade de rotação Ω no sentido oposto. Segundo (SURYANARAYANA, 2001) esse movimento gera forças centrípetas que atuam da mesma maneira em direções opostas fazendo com que as esferas permaneçam na parte inferior do vaso onde elas movimentam-se provocando choques entre si e com a parede do vaso, sendo estes choques responsáveis pela moagem.

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2.4.3 Compactação dos pós

A compactação de peças e responsável pela definição da geometria e densificação da mistura de pós, e as matrizes empregadas tem o formato do produto final desejado (DOS SANTOS, 2009).

A compactação gera uma peça com formato final ou aproximado à peça a ser fabricada, chamada de compactado verde (EDUCA et al., 2007). O compactado verde possui baixa resistência mecânica e exige cautela no manuseio para não danifica-lo.

A principal variável que afeta a compactação é a compressibilidade do pó, que pode ser definida como a extensão segundo a qual uma massa de pó pode ser densificada com a aplicação de pressão. A compressibilidade é uma característica importante, pois determina a pressão a ser exercida pelo ferramental para se conseguir uma determinada densidade da peça (DOS SANTOS, 2009).

Segundo (GOMES, 1995), dentre as técnicas de compactação, as mais empregadas são aquelas que aplicam cargas sobre os pós, onde se destacam: a prensagem em matriz de aço (uni, bi e tri-axial), a prensagem isostática, o forjamento e a extrusão, sendo as compactações com matrizes uniaxiais as mais largamente utilizadas devido a sua praticidade. Ainda existem outras técnicas que não aplicam carga sobre o pó, como colagem (slip casting), gravimetria e vibratório.

A figura 2.3 ilustra o processo de compactação por compressão dos pós numa prensa uniaxial.

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Figura 2.3 – Esquema do processo de compactação numa prensa uniaxial.

Fonte: Ferreira (2002).

Segundo CHIAVERINI (2001), considerando os dois processos mais comuns de compactação – compactação em matriz rígida e compactação isostática em invólucros ou receptáculos flexíveis – pode-se dividir o comportamento dos pós, quando submetidos à compressão, em três estágios:

 No primeiro estágio, as partículas de pó são rearranjadas, de modo a eliminar parcialmente a formação de vazios.

 O segundo estágio envolve deformação plástica das partículas. A profundidade da deformação plástica do pó e a sua compressibilidade. A deformação é mais profunda em pós de metais dúcteis. Contudo, mesmo com esses pós dúcteis, a compressibilidade ou a densidade verde (obtida no compactado verde) pode variar muito. Outro fator a considerar é a porosidade: pós com porosidade (pós obtidos por redução de óxidos), ao contrário de pós que não se mostram porosos (atomizados e eletrolíticos), possuem característicos de baixa compressibilidade;

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 No terceiro estágio, as partículas de pó que ficaram frágeis devido ao encruamento dos estágios anteriores, quebram e formam fragmentos menores. Os três estágios geralmente se sobrepõem (CHIAVERINI, 2001). Abaixo segue ilustração mostrando as etapas da compactação (Figura 2.4).

Figura 2.4 – Etapas de compactação

Fonte: Chiaverini (2001).

2.4.4 Sinterização

Sinterização pode ser definida como um processo físico, termicamente ativado, que faz com que um conjunto de partículas de determinado material, inicialmente em contato mútuo, adquira resistência mecânica. Sua força motora é o decréscimo da energia superficial livre do conjunto de partículas, conseguido pela diminuição da superfície total do sistema. Em muitas ocasiões, isto traz como consequência a eliminação do espaço vazio existente entre as partículas, resultando em um corpo rígido e completa ou parcialmente denso (LOURENÇO, 2007).

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O princípio fundamental da metalurgia do pó postula que a sinterização envolve um processo de difusão no estado sólido, o qual permite que as partículas de pós compactadas se aglutinem, sem se atingir o estado de fusão completo (GOIS, 2011).

Os fenômenos que ocorrem na sinterização são os seguintes: ligação inicial entre partículas; crescimento da ligação; fechamento dos canais que interligam os poros; arredondamento dos poros; densificação ou contração dos poros; crescimento eventual dos poros (EDUCA et al., 2007).

O tempo de aquecimento melhora o mecanismo de coesão do compactado para uma determinada temperatura. Em contrapartida, temperaturas próximas às de fusão do metal, geram obtenção da força coesiva máxima em um curto espaço de tempo, geralmente segundos (EDUCA et al., 2007).

Normalmente, a temperatura especificada de sinterização é da ordem de 2/3 a 3/4 da temperatura de fusão da liga considerada. Por exemplo, no caso do ferro, a temperatura de sinterização varia de 1000°C a 1200°C, sendo, para os casos mais comuns, de 1100°C (CHIAVERINI, 2001).

De acordo com GOMES (1995), dependendo das fases envolvidas, destacam-se basicamente três tipos de sinterização: sinterização sólida (ou convencional), sinterização por fase líquida e sinterização ativada.

2.4.4.1 Tempo de sinterização

O grau de sinterização aumenta com o aumento do tempo à temperatura. Contudo, o efeito não é tão apreciável, pois, na prática, as principais modificações ocorrem no estágio inicial do processo. Uma das razões porque o tempo à temperatura não teria uma ação tão efetiva é atribuída à perda de força motora para remover toda a porosidade (CHIAVERINI, 2001).

2.4.4.2 Atmosferas de sinterização

Para se reduzir a possibilidade de interação do material a ser sinterizado com o meio sinterizante é necessária a utilização de atmosferas que não reajam quimicamente

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com o material, como por exemplo, evitar a oxidação durante a sinterização de um metal.

As atmosferas empregadas na operação de sinterização têm diversos objetivos:  Impedir a entrada de ar no forno

 Facilitar a eliminação de lubrificante ou cera nos compactados  Sinterizar

 Reduzir os óxidos superficiais

 Controlar o teor de carbono na superfície e no núcleo das peças (carbonetando ou descarbonetando)

 Transmitir de modo uniforme e eficiente o calor

As atmosferas convencionais empregadas na operação de sinterização são as seguintes: gás endotérmico, gás exotérmico, amônia dissociada, hidrogênio e vácuo (ou falta de atmosfera) (CHIAVERINI, 2001).

2.4.4.3 Sinterização sólida

Segundo GOMES (1995), os modelos teóricos de sinterização sólida subdividem o processo em três estágios, denominados pela sequência em: a) Estágio inicial, caracterizado pela formação de contatos entre as partículas, desde a compactação seguido pela formação e crescimento de pescoços, até o ponto onde eles começam a se interferir; b) Estágio intermediário, caracterizado pela densificação do compacto e pelo decrescimento dos diâmetros dos poros interligados; c) Estágio final, caracterizado pelo isolamento e eliminação gradual da porosidade. A figura 2.5 exemplifica a sequência de estágios, considerando um caso particular da sinterização de quatro partículas esféricas.

(28)

Figura 2.5 – Variação da porosidade durante o processo de sinterização sólida, ∆L=L0 – L,

é a contração linear.

Fonte: GOMES (1995).

2.4.4.4 Sinterização à vácuo

É realizada através de um forno à vácuo, este faz parte dos fornos intermitentes que não são tão comuns na metalurgia do pó. Em princípio as peças a serem sinterizadas são colocadas na base e a seguir cobertas pela retorta feita de liga resistente ao calor de modo a poder-se introduzir uma atmosfera protetora (vácuo), em seguida o conjunto é levado ao forno propriamente dito, que é a caixa cilíndrica.

O forno à vácuo é capaz de atingir temperaturas superiores a 1500ºC, são empregados para sinterizar metais refratários, metal duro, ímãs Alnico e aços inoxidáveis. O ciclo de resfriamento nesses fornos é muito lento, visto que toda transferência de calor feita no vácuo é feita por radiação (CHIAVERINI, 2001). A figura 2.6 mostra um ciclo típico de sinterização em forno à vácuo.

Figura 2.6 – Ciclo de sinterização em forno à vácuo

(29)

3 MATERIAIS E MÉTODOS

O presente estudo seguiu etapas de processamento da metalurgia do pó, utilizando a técnica de moagem de alta energia os procedimentos utilizados foram:

 Aquisição e caracterização das matérias-primas;  Preparação das composições de misturas dos pós;

 Moagem de alta energia (MAE) das composições variando o tempo de moagem;  Caracterização dos pós moídos;

 Compactação;

 Sinterização e Caracterização das amostras.

A figura 3.1 ilustra o fluxograma do processo realizado.

Figura 3.1 – Fluxograma do procedimento experimental

(30)

3.1 PROCESSAMENTO

Na sequência, serão apresentados os materiais usados, condições e meios utilizados para o processamento do sistema a ser estudado.

3.1.1 Matérias-primas

As matérias-primas utilizadas no presente estudo foram os pós de alumina (Al2O3) e de Níquel (Ní) obtidos no Laboratório de Materiais Cerâmicos e Metais

Especiais (LMCME-UFRN). Os pós foram caracterizados e foram feitas três composições da mistura com 2, 4 e 6%p de Ni em alumina, num total de 10 gramas para cada composição.

3.1.2 Moagem de alta energia

Cada composição da mistura dos pós de Al2O3 / Ni foi submetida à moagem de

alta energia utilizando cadinho e bolas de alumina (5 mm de diâmetro) com a finalidade de se evitar possíveis contaminações. O álcool etílico foi usado como agente controlador do processo (PCA) e inibidor de oxidação dos pós, e também, foi utilizada razão massa de esfera / pó = 3:1.

As misturas foram submetidas a moagem de alta energia com rotação de 300 rpm, o moinho utilizado no processamento foi o planetário pulverissite 7, conforme a figura 3.2.

(31)

Figura 3.2 – Moinho planetário utilizado neste estudo

Fonte: (O autor, 2015)

Os tempos de moagem foram de 2, 4, 9 e 16 horas, e a cada intervalo eram retiradas amostras dos pós, colocadas para secar na estufa em temperatura ambiente por 24 horas, e posteriormente, feita caracterização a fim de se observar a evolução dos pós com o tempo de moagem.

3.1.3 Compactação dos pós

As amostras foram compactadas em matriz cilíndrica de aço liga com diâmetro de 5 mm por prensagem uniaxial a frio utilizando prensa hidráulica e pressão de compactação de 300 Mpa. Antes de cada compactação, a matriz foi lubrificada com estearato de zinco para facilitar a retirada das amostras. As figuras 3.3 e 3.4 mostram a matriz e a prensa utilizada neste estudo.

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Figura 3.3 – Matriz de compactação

Figura 3.4 – Prensa de compactação uniaxial utilizada no processo

(33)

3.1.4 Sinterização

As doze amostras obtidas foram sinterizadas, seis de cada vez, em Forno a vácuo CENTORR VACUUM INDRUSTIES VI à 1400 º C por 2 horas, sendo verificadas a altura, o diâmetro e o peso, antes e depois da sinterização, a fim de se determinar a retração linear. A figura 3.5 mostra o equipamento utilizado no processo.

Figura 3.5 – Forno à vácuo utilizado neste estudo

O processo usado foi a sinterização sólida, visto que foi usada uma temperatura abaixo do ponto de fusão dos dois pós em questão, a taxa de aquecimento foi de 10ºC/min, após o processo as amostras foram resfriadas numa taxa de 25ºC/min até o mesmo atingir a temperatura ambiente.

(34)

3.2 CARACTERIZAÇÃO DOS PÓS

3.2.1 Análise do tamanho de partícula

Para se determinar o tamanho e a distribuição do tamanho de partícula no sistema estudado, foi realizada a análise do tamanho de partícula. A distribuição granulométrica foi obtida por espalhamento de luz através da utilização do granulômetro à laser Cilas 920. A figura 3.6 mostra o equipamento utilizado para a análise.

Figura 3.6 – Granulômetro a laser utilizado neste estudo.

3.2.2 Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV)

Para se observar principalmente aspectos relativos a evolução morfológica dos pós e microestrutural do sinterizado, foi realizada a análise pelo microscópio eletrônico de varredura (MEV). A figura 3.7 mostra o equipamento utilizado, o MEV de bancada HITACHI modelo TM3000.

(35)

Figura 3.7 – Microscópio Eletrônico de Varredura utilizado neste trabalho.

3.2.3 Difração de Raios-X (DRX)

As análises de difração de raios-x, dos pós, foram realizados em um difratômetro marca RIGAKU, modelo MINIFLEX II, utilizando-se radiação Cu-kα. O ângulo 2θ foi variado entre 20º a 120º, com um passo de 0.05. A análise qualitativa das fases presentes foi efetuada através da comparação do ângulo de Bragg e da distância interplanar dos principais picos experimentais obtidos, com fichas padrão JCPDS, que possuem vários picos para o material padrão (puro). Para a realização das medidas por DRX, as amostras foram peneiradas para obtenção de uniformidade do pó e então depositadas em lâmina de vidro. Abaixo, a figura 3.8 ilustra o equipamento de DRX utilizado nas análises.

(36)

Figura 3.8 – Equipamento de DRX utilizado nas análises.

3.3 CARACTERIZAÇÃO DA MICROESTRUTURA E PROPRIEDADES

DO MATERIAL SINTERIZADO

Além da microscopia eletrônica de varredura e da difração de raios-x utilizadas nesta etapa, também foram determinadas a densidade, microdureza Vickers e retração linear das amostras sinterizadas.

3.3.1 Densidade

A densidade foi obtida através do Método de Arquimedes que se baseia no empuxo exercido sobre o material durante a sua imersão em um recipiente com água acoplado a uma balança. É importante se verificar a densidade pois através dela

(37)

avaliamos a efetividade da compactação e sinterização. Foram obtidas 5 medidas de volume para cada amostra e realizada a média aritimética desses valores, posteriormente, foi relacionado com a massa e encontradas as densidades em g/cm3_.

3.3.1.1 Cálculo da densidade teórica

A densidade teórica da mistura (ρT) é dada pela equação 3.1.

(Equação 3.1)

Onde:

mA = massa da Alumina (g)

mB = massa do níquel (g)

As densidades teóricas do Al2O3 (ρTA) e do Ni (ρTB), são, respectivamente, 3,98

g/cm3 _{e 8,5 g/cm}3_{. Assim, para encontrar as densidades das composições com 2, 4 e}

6% de níquel, executamos a regra da mistura, encontrando, assim, 4,02 g/cm3_{, 4,06}

g/cm3_{, e 4,12 g/cm}3_.

3.3.2 Ensaio de microdureza

Na realização do ensaio de microdureza foi utilizado o microdurômetro digital da marca PANTEC de referência MV2000A. A carga utilizada foi a de 1000gf e o tempo de identação foi de 15 segundos, foram realizadas 5 impressões na superfície de cada amostra, e através da média aritimética entre os valores obteu-se o resultado da dureza Vickers. A figura 3.9 mostra o equipamento utilizado na análise de microdureza.

(38)

Figura 3.9 – Equipamento utilizado na análise de microdureza.

3.3.3 Retração linear

A retração linear ocorre durante o processo de queima ou sinterização parcial sendo medida pela diferença de comprimento do corpo de prova antes e após a queima. A retração linear foi calculada pela equação 3.2 (SABINO, 2007).

(Equação 3.2)

Onde:

%RL = Percentual de retração linear na queima; Ls = Comprimento antes da queima;

(39)

4 RESULTADOS E DISCUSSÃO

4.1 CARACTERIZAÇÃO DOS PÓS DE PARTIDA

As figuras 4.1 e 4.2 mostram as micrografias dos pós de Al2O3 e Ni,

respectivamente, com 1500x de aumento e obtidas por microscopia eletrônica de varredura

.

Figura 4.1 – Micrografia do pó de alumina com 1500x

Figura 4.2 – Micrografia do pó de níquel com 1500x

(40)

Analisando as micrografias, podemos dizer que enquanto o pó de alumina é composto de pequenos aglomerados de partículas relativamente pequenas, o pó de níquel é o oposto, podendo ser observados grandes aglomerados de partículas relativamente grandes.

A análise de DRX do pó de alumina não identificou outros componentes ou contaminantes (figura 4.3), indicando a boa qualidade do pó de partida. Contudo, a análise de DRX do pó de níquel inicial indicou a presença de picos de carbeto de silício (SiC), como nos mostra a figura 4.4.

Figura 4.3 – Resultado de DRX para o pó de Alumina inicial.

(41)

Figura 4.4 – Resultado de DRX para o pó de Ni inicial.

4.2 CACACTERIZAÇÃO DA MISTURA DOS PÓS APÓS MOAGEM

A seguir são mostrados os resultados da caracterização da mistura dos pós após a realização da moagem de alta energia.

4.2.1 Efeito do tempo de moagem no tamanho de partículas

Através da análise do tamanho de partícula, pôde-se comparar os tamanhos destas partículas relacionando-as com o tempo de moagem e com as composições em questão como nos mostra o quadro 3.

(42)

Quadro 3 – Diâmetros médios de partícula

Analisando a tabela 4.1, percebe-se que em todas as composições da mistura dos pós (2, 4 e 6% de Ni em Al2O3) houve uma diminuição no diâmetro médio de

partícula com o aumento do tempo de moagem, tendo aproximadamente 1 µm de redução comparando-se o tempo de moagem de 16 horas ao de 2 horas. Observa-se também, um aumento no diâmetro médio de partícula com o aumento no teor de níquel, o que já era esperado pois as partículas deste material eram visivelmente bem maiores que as da alumina, porém na composição contendo 4% de níquel se percebeu um maior tamanho médio de partículas que o da composição 6%, fato este que pode se explicar pela possível presença de aglomerados de partículas maiores.

O gráfico da figura 4.5 mostra a relação entre o diâmetro médio de partícula e o tempo de moagem.

Tempo de MAE

Diâmetro médio de partícula (µm)

Al2O3 / Ní (2%) Al2O3 / Ní (4%) Al2O3 / Ní (6%)

2 horas 2,86 3,11 2,87

4 horas 2,20 2,82 2,75

9 horas 2,01 2,42 2,14

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Figura 4.5 – Efeito do tempo de moagem no diâmetro médio de partícula

Pode-se perceber que a medida que o tempo de moagem aumenta, ocorreu uma diminuição no diâmetro médio de partícula. A utilização da moagem à úmido com um agente controlador do processo (PCA) foi utilizada com o propósito de reduzir a agregação em demasia das partículas visto que ocorre a soldagem a frio durante a MAE.

4.2.2 Estrutura cristalina dos pós moídos

As figuras 4.6, 4.7 e 4.8 mostram os difratogramas de raios-x encontrados nas análises para as composições com 2, 4 e 6%p de níquel.

(44)

Figura 4.6 – Difratogramas de Al2O3 / Ni 2%p para 2, 4, 9 e 16 horas de MAE 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 150 -10000 0 10000 20000 30000 40000 50000 60000 70000 80000 90000 100000 110000 120000 130000 140000 150000 160000 170000 Ni Ni Al2O3 Al2O3 Al2O3 Al2O3 Al2O3 In te n si d a d e (   2 Al2O3 / Ni 2% 2h Ni 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 150 -10000 0 10000 20000 30000 40000 50000 60000 70000 80000 90000 100000 110000 120000 130000 140000 150000 Ni Ni Ni Al₂O₃ Al2O3 Al2O3 Al2O3 Al2O3 2 In te n si d a d e (   Al2O3 / Ni 2% 4h 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 150 -10000 0 10000 20000 30000 40000 50000 60000 70000 80000 90000 100000 110000 120000 Ni Ni Ni Al2O3 Al2O3 Al2O3 Al2O3 Al2O3 2 In te n si d a d e (   Al2O3 / Ni 2% 9h 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 150 -10000 0 10000 20000 30000 40000 50000 60000 70000 80000 Ni Ni Ni Al₂O₃ Al₂O₃ Al2O3 Al2O3 Al₂O₃ 2 In te n si d a d e (   Al2O3 / Ni 2% 16h Fonte: (O autor, 2015)

Analisando os Difratogramas obtidos, pôde se observar os picos característicos de difração de cada componente, verificando no geral uma diminuição da intensidade dos picos com o aumento do tempo de moagem, por exemplo, o pico mais alto de alumina que apresentava valores de intensidade 160000 µα com 2 horas de moagem reduz até chegar a valores de intensidade de aproximadamente 70000 µα.

(45)

Figura 4.7 - Difratogramas de Al2O3 / Ni 4%p para 2, 4, 9 e 16 horas de MAE 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 150 0 50000 100000 150000 200000 Ni Ni Ni Al₂O₃ Al 2O3 Al2O3 Al₂O₃ In te n si d a d e (   2 Al2O3 / Ni 4%2h Al₂O₃ 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 150 0 30000 60000 90000 120000 150000 Ni Ni Ni Al2O3 Al2O3 Al₂O₃ Al2O3 Al2O3 2 In te n si d a d e (   Al2O3 / Ni 4%4h 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 150 0 30000 60000 90000 120000 150000 Ni Ni Ni Al₂O₃ Al 2O3 Al2O3 Al₂O₃ Al₂O₃ 2 In te n si d a d e (   Al2O3 / Ni 4%9h 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 150 0 30000 60000 90000 Ni Ni _Al 2O3 Al₂O₃ Al2O3 Al₂O₃ Al₂O₃ 2 In te n si d a d e (   Al2O3 / Ni 4%16h Ni Fonte: (O autor, 2015)

Assim como na figura 4.6, a figura 4.7 nos indica a mesma diminuição nas intensidades dos picos, este resultado indica a redução de tamanho de partícula e um possível direcionamento para a formação de uma estrutura nanocristalina, além de ser indicativo de redução do tamanho de cristalito e aumento de tensões na rede cristalina induzido pela MAE.

(46)

Figura 4.8 - Difratogramas de Al2O3 / Ni 6%p para 2, 4, 9 e 16 horas de MAE 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 150 0 30000 60000 90000 120000 150000 Ni Ni Al2O3 Al₂O₃ Al₂O₃ Al2O3 Al2O3 / Ni 6% 2h In te n si d a d e (  ) 2 Al2O3 Ni 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 150 0 30000 60000 90000 120000 150000 Ni Ni Ni Al₂O₃ Al₂O₃ Al₂O₃ Al₂O₃ Al₂O₃ 2 In te n si d a d e (  ) Al2O3 / Ni 6% 4h 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 150 0 30000 60000 90000 120000 150000 Ni Ni Ni Al₂O₃ Al₂O₃ Al2O3 Al₂O₃ Al₂O₃ 2 In te n si d a d e (  ) Al2O3 / Ni 6% 9h 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 150 0 30000 60000 90000 120000 Ni Ni Ni Al2O3 Al₂O₃ Al₂O₃ Al₂O₃ Al₂O₃ 2 In te n si d a d e (  ) Al2O3 / Ni 6% 16h Fonte: (O autor, 2015)

Observando-se a escala 2θ, Constatou-se também que não houve deslocamento dos picos, nem alargamento dos picos, assim, podendo dizer que não houve mudança na estrutura cristalina nem ocorreu amorfização considerável.

4.2.3 Evolução Morfológica das Partículas de Pó

Através da Microscopia Eletrônica de Varredura podemos observar a evolução morfológica dos pós com o tempo de moagem, as figuras, 4.9, 4.10, 4.11 e 4.12 mostram as micrografias com adição de 2% de níquel.

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Figura 4.9 – Micrografia de Al2O3 / Ni (2%p) Figura 4.10 – Micrografia de Al2O3 / Ni (2%p)

à 2 h de MAE (1500x) à 4 h de MAE (1500x)

Fonte: (O autor, 2015) Fonte: (O autor, 2015)

Figura 4.11 – Micrografia de Al2O3 / Ni (2%p) Figura 4.12 – Micrografia de Al2O3 /Ni à (2%p)

Podemos observar nas figuras 4.9, 4.10, 4.11 e 4.12, que as partes mais claras (brancas) correspondem ao níquel, e a parte cinza corresponde a alumina. Assim temos que com o aumento do tempo de moagem, a microestrutura do material, no geral, se torna mais uniforme e relativamente mais refinada, contudo, o níquel sofre processos de fratura observados até 4 e 16 horas, e soldagem até 2 e 9 horas de moagem. Abaixo seguem as figuras referentes as micrografias do Al2O3 / Ni 4%p.

(48)

Fonte: (O autor, 2015) Fonte: (O autor, 2015)

Nas figuras antecedentes podemos perceber um grande aglomerado de partículas de níquel (Parte mais clara na micrografia), que com o tempo de moagem até 16 horas foi se fragmentando em aglomerados menores, também é perceptível a ausência de compósito como se observou na figura 4.14 onde partículas de alumina

(49)

circundam o aglomerado de níquel sem percepção de interação entre os componentes. As figuras 4.17 à 4.20 mostram as micrografias com 6% de níquel.

Analisando as figuras acima, podemos dizer que, primeiramente, ocorre a soldagem das partículas de níquel (até 4h de moagem), enquanto as partículas alumina se fragmentam e diminuem de tamanho. Nos tempos de moagem de 9 e 16 horas, pôde

(50)

se observar uma diminuição do tamanho de partículas do Ni, isto ocorre pelo fato de acontecer o endurecimento por deformação plástica à frio com consequentes fraturas, ocorrendo também uma dispersão relativamente uniforme destas partículas na alumina. Apesar da diminuição do tamanho das partículas, até o tempo de moagem estudado não foi evidenciada a formação de partículas compósitas, observando-se cada elemento separadamente e com uma interação dos componentes bastante baixa.

Na composição com 2%p de Ni, verificou-se uma aglomeração de partículas de níquel maior em 9 horas de moagem, visto que nesse sistema, com o aumento do tempo de moagem, a tendência maior é de interação entre as partículas do mesmo material onde as forças coesivas são maiores.

Pela análise de EDS dos pós observou-se que não ocorreu a contaminação dos pós, o que deve ter sido favorecido pela utilização de cadinho e bolas de alumina.

4.3 CARACTERIZAÇÃO DA MICROESTRUTURA E PROPRIEDADES

DO SINTERIZADO

4.3.1 Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV)

As figuras 4.21, 4.22, 4.23 e 4.24 mostram as microestruturas encontradas na amostras compactadas e sinterizadas com composição 2% de Níquel para os tempos de moagem mencionados.

(51)

2 h de MAE Sinterizado (500x) 4 h de MAE Sinterizado (500x)

Podemos observar que a figura 4.22 (Al2O3 / Ni (2%p) 4 h), correspondeu a

microestrutura que possuiu porosidade mais uniforme e melhor distribuição, com menores tamanhos de partícula de níquel para os diferentes tempos de moagem. Também, observa-se um aglomerado de partículas de níquel fraturado na figura 4.23,

(52)

processo ocorrido durante a MAE, e uma trinca que pode ter ocorrido durante o processo de compactação na figura 4.24 com tempo de moagem de 16 horas. A figura 4.25 mostra a trinca com um aumento de 30x.

Figura 4.25 – Micrografia da trinca Al2O3 / Ni (2%p) 16h (30x)

A trinca mostrada nas figuras 4.24 e 4.25 possivelmente resultante do processo de compactação é bastante razoável, tendo em vista que ocorreu apenas nesta amostra, sendo favorecida pela fragilidade. As figuras 4.26 à 4.29 mostram as micrografias da composição com 4% de níquel.

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Figura 4.28 – Micrografia de Al2O3 / Ni (4%p) Figura 4.29 – Micrografia de Al2O3 / Ni (4%)

Observando as micrografias, podemos observar na figura 4.29 que as partículas de níquel que sofreram soldagem entre si, durante a MAE, se tornaram aglomerados relativamente maiores que os tempos de moagem inferiores, o que permite dizer que

(54)

para esta composição não há relação direta do aumento do tempo de moagem com o refinamento das partículas do níquel.

Os resultados relativos a morfologia do material aumentando o tempo de moagem foi bastante característico e condizente com os trabalhos de TUAN, onde os aglomerados de níquel se fragmentam até 9 horas de moagem, e com 16 horas pode-se obpode-servar um agregado destas partículas com o tamanho de 15,9 µm conforme mostra a figura 4.30.

Figura 4.30 – Aglomeração de partículas de Ní em 4%p com 16 h de MAE Sinterizado

O agregado encontrado na figura 4.30 possui tamanho bem superior ao que foi observado em tempos de moagem inferiores, o que pode indicar preponderância do processo de microsoldagem do níquel nestas condições, fato este que pode-se explicar pela maior coesão entre as partículas de níquel-níquel do que as níquel-alumina.

(55)

As micrografias referentes as figuras 4.31 à 4.34 mostram as superfícies das amostras com 6% de níquel sinterizadas.

Pode se observar na figura 4.31 que, inicialmente, as partículas de níquel tem um tamanho e distribuição razoável, porém a estrutura possui uma porosidade não

(56)

uniforme. Através da moagem de alta energia, as partículas de alumina, que sofreram principalmente fratura neste processo, tiveram seu tamanho reduzido com o aumento do tempo de moagem até 16 horas, isso, Segundo (CHIAVERINI, 2001), favorece o aumento da área superficial total e consequentemente da área interfacial, facilitando o processo difusivo. Observou-se para esta composição que com o aumento do tempo de moagem, ocorreu uma segregação localizada das partículas de níquel, o que pode ser explicado pelo início da fusão deste elemento e sua maior atração com as partículas de mesmo elemento. Com o aumento do tempo de moagem, observou-se também uma diminuição no tamanho e maior uniformidade na geometria dos poros.

4.3.2 Retração Linear

Em relação a retração linear, apesar de a porcentagem de níquel não ter influenciado neste quesito, pôde se observar uma relação direta com o tempo de moagem, quanto maior o tempo de moagem maior a porcentagem de retração. O gráfico da figura 4.35 mostra a relação retração linear x tempo de moagem.

Figura 4.35 – Retração linear x Tempo de moagem

(57)

4.3.3 Densidade

Relacionando as densidades obtidas por Arquimedes e as densidades teóricas, obtivemos as densidades relativas, ou o fator densificação, bastante importante na metalurgia do pó dado em porcentagem. O resultado relativo a densificação está no gráfico da figura 4.36.

Figura 4.36 – Gráfico densidade relativa x tempo de moagem

Através dos resultados de densidade relativa presentes no gráfico, observamos que as três composições tem comportamentos distintos quanto a densificação, principalmente em 4 horas de moagem, nesta condição, enquanto a composição com ¨6% de níquel aumenta com relativa uniformidade a sua densidade relativa, a composição com 2% chega a um pico máximo (aproximadamente 99% da densidade teórica), porém a composição com 4% de níquel apresentou comportamento inverso, obtendo um valor de densidade mínimo (80% da densidade teórica) para este tempo.

(58)

Essas variações de valores podem estar relacionadas a má sinterabilidade obtida, decorrente da variação dimensional das partículas de níquel e seus aglomerados.

4.3.4 Microdureza

No quadro 4 estão apresentados os valores de dureza Vickers (HV) e seus respectivos desvios-padrão para os diferentes tempos de moagem obtidos com aplicação de carga de 1000 gF por 15 segundos. No geral, fazendo uma relação com a densidade, constatou-se que as amostras mais densas possuíram maiores valores de dureza, o que era de se esperar.

Quadro 4 – Durezas e desvios padrão obtidos

Composição Dureza média (HV) Desvio Padrão

Al2O3 + Ni 2% - 2 horas 667,2 20,1 Al2O3 + Ni 2% - 4 horas 1068,7 32,6 Al2O3 + Ni 2% - 9 horas 663,8 19,0 Al2O3 + Ni 2% - 16 horas 763,9 18,3 Al2O3 + Ni 4% - 2 horas 754,7 25,0 Al2O3 + Ni 4% - 4 horas 671,4 15,8 Al2O3 + Ni 4% - 9 horas 790,3 22,3 Al2O3 + Ni 4% - 16 horas 886,2 27,6 Al2O3 + Ni 6% - 2 horas 867,2 8,0 Al2O3 + Ni 6% - 4 horas 882,2 16,8 Al2O3 + Ni 6% - 9 horas 911,2 17,4 Al2O3 + Ni 6% - 16 horas 967,4 39,5 Fonte: (O autor, 2015)

Analisando a tabela 4.2 observamos que enquanto a composição com 2% de níquel com 4 horas de moagem apresentou os maiores valores de dureza, com média de 1068,7 HV +_{/- 32,6, a composição com 4% apresentou com o mesmo tempo de}

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níquel a dureza cresceu linearmente com o aumento do tempo de moagem. Essa disparidade em relação a estes valores pode-se explicar pela diferença nas formas e tamanhos de aglomerados de partículas, principalmente do níquel, o qual provavelmente sofreu mais influências da sinterização promovendo maior variação volumétrica durante o processo.

Também constatou-se um aumento de dureza com o aumento da quantidade de níquel, o que podemos dizer que ocorreu pela melhora da sinterabilidade, diminuição e homogeneização dos poros e consequente aumento da densidade.

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5 CONCLUSÕES

 A moagem de alta energia do sistema Al2O3 / Ni não produziu pós compósitos

para tempos de moagem até 16 horas, consequência da baixa interação entre os componentes.

 Ocorreu uma diferença nos diâmetros médios de partícula entre as composições com 2, 4 e 6% de níquel. Como o tamanho dessas partículas eram maiores em relação a alumina, com o aumento do teor era de se esperar um aumento nestes diâmetros, porém a composição com 4% apresentou diâmetros médios maiores que a de 6%, o que possivelmente se explica pela presença de aglomerados de partículas maiores de Ni.

 As partículas de alumina sofrem principalmente fratura durante o processo moagem de alta energia, ocorrendo refinamento e homogeneização de suas partículas.

 As partículas de níquel sofrem soldagem e fratura durante o processo de moagem de alta energia, sendo o processo mais atuante dependente do teor de Ní e do tempo de moagem.

 A sinterização por fase sólida à 1400º C se mostrou eficiente para densificar o sistema, obtendo-se densidades até 99% da densidade teórica.

 No geral, a dureza das amostras sinterizadas cresceu com o aumento do tempo de moagem e do teor de níquel.

 Com teor de níquel de 2% e tempo de moagem de 4 horas encontrou-se os maiores valores de dureza (média de 1068,7 HV +_{/- 32,6).}

 A retração linear cresceu com o aumento do tempo de moagem, provavelmente consequência da melhor densificação obtidas por menores tamanhos de partículas.

 Os tempos de moagem maiores proporcionaram porosidade com tamanho menor e maior uniformidade após sinterização.

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SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS

 Utilizar um pó de níquel mais uniforme e com partículas menores.  Verificar a tenacidade a fratura das amostras sinterizadas.

 Estudar o comportamento do sistema processado pela mesma rota com pós nanométricos.

 Utilizar pós de partida nanométricos e realizar mistura mecânica ao invés de MAE.

 Sinterizar o sistema à temperaturas menores e maiores que 1400º C promovendo também a sinterização em fase líquida e analisando as propriedades.

 Realizar a MAE por tempos maiores e observar o comportamento das partículas e a evolução da moagem.

 Compactar o sistema à quente e observar os resultados de densificação e diminuição da porosidade.

 Realizar outros processos de sinterização, como a Sinterização por plasma (Spark Plasma Sintering) para o sistema.