UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS
Faculdade de Engenharia Mecânica
MARINA FERRAZ VIANA
Investigações sobre processos de fabricação
de compósitos de liga de Al reforçados com
macro e micro partículas cerâmicas
CAMPINAS
Investigações sobre processos de fabricação
de compósitos de liga de Al reforçados com
macro e micro partículas cerâmicas
Orientador: Profa. Dra. Maria Helena Robert
CAMPINAS
2017
Dissertação de Mestrado apresentada à Faculdade de Engenharia Mecânica da Universidade Estadual de Campinas como parte dos requisitos exigidos para obtenção do título de Mestra em Engenharia Mecânica, na Área de Materiais e Processos de Fabricação.
ESTE EXEMPLAR CORRESPONDE À VERSÃO FINAL DA DISSERTAÇÃO DEFENDIDA PELA ALUNA MARINA FERRAZ VIANA, E ORIENTADA PELA PROFA. DRA. MARIA HELENA ROBERT.
... ASSINATURA DA ORIENTADORA
FACULDADE DE ENGENHARIA MECÂNICA
COMISSÃO DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA
MECÂNICA
DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA DE MANUFATURA E
MATERIAIS
DISSERTAÇÃO DE MESTRADO ACADÊMICO
Investigações sobre processos de fabricação
de compósitos de liga de Al reforçados com
macro e micro partículas cerâmicas
Autor: Marina Ferraz Viana
Orientador: Profa. Dra. Maria Helena Robert
A Banca Examinadora composta pelos membros abaixo aprovou esta Dissertação: Profa. Dra. Maria Helena Robert
FEM/UNICAMP
Prof. Dr. Rubens Caram Júnior FEM/UNICAMP
Prof. Dr. Renato Galvão da Silveira Mussi IFI/CTA
A Ata da defesa com as respectivas assinaturas dos membros encontra-se no processo de vida acadêmica do aluno.
Dedico este trabalho aos meus pais, que me amaram, me apoiaram e procuraram me compreender todo este tempo.
Também dedico este trabalho a professora Maria Helena Robert, que me ofereceu apoio, oportunidades e me ensinou muitas coisas.
E finalmente, a todos que acreditaram em mim e ofereceram-me seu auxílio, muitas vezes na forma de uma palavra amiga.
Agradeço aos meus pais, pelo apoio e carinho incondicionais.
Agradeço também a professora Maria Helena Robert, que não só me deu a oportunidade de realizar este trabalho como também me ajudou muito ao longo de toda a trajetória, teve paciência comigo e me ensinou muitas coisas.
Também devo agradecer aos meus colegas Lygia Maria e Fábio Gatamorta, pela amizade, pela paciência, e por me ensinar, instruir e ajudar.
Agradeço a todos os técnicos que me ajudaram por meio de seu trabalho e dedicação, especialmente Claudomiro Alves, Miguel Zelaya, Eduardo, João Polis, André, Claudenete e Márcia.
Por fim, quero registrar a minha gratidão a todos os meus colegas e amigos que me auxiliaram, me aconselharam, e foram gentis e pacientes comigo durante todo este tempo.
Este trabalho explora a possibilidade de fabricação de compósitos com teor gradativo de reforço, de matriz metálica de ligas de Al, empregando técnicas simples de fundição e tixoconformação e partículas de reforço cerâmicas de densidades distintas – sempre observando o conceito de engenharia de baixo custo. Foram propostos três processos. Primeiro, foi empregada técnica de fundição no processamento de compósitos de liga AA 7075 reforçados com grânulos de WC – fabricados com diferentes teores de reforço, temperaturas e tempos de processo. Segundo, compósitos AA 7075 / WC foram fabricados por meio de técnica de tixoconformação. Finalmente, uma técnica de tixoconformação foi utilizada para processar compósitos AA 2011 / Al2O3 / NaAlSi3O8, onde empregaram-se junto
às partículas dois aditivos, pós de Al e de TiH2. A microestrutura dos produtos obtidos foi
caracterizada. A influência dos parâmetros de processo sobre a qualidade do produto, em especial na distribuição do reforço na matriz e no que diz respeito a interações matriz/reforço, foi avaliada. A técnica de fundição empregada no processamento de compósitos AA 7075 / WC foi bem sucedida – exceto pela mais extrema das condições investigadas. Foi observada a ocorrência de interação metalúrgica entre o Al no estado líquido e os grânulos de WC, evidenciada pela presença de camada de reação em torno dos grânulos de reforço. Essa camada é composta majoritariamente de Al e W e possui dureza intermediária quando comparada a matriz e aos grânulos de WC. No caso dos compósitos processados a temperatura mais alta, também foi observada a ocorrência de outros produtos de reação. A fabricação de compósitos AA 7075 / WC por tixoconformação também foi bem sucedida. Neste caso, foi observada a ocorrência de camada de reação distinta entre grânulos de WC e a matriz de Al. A técnica de tixoconformação empregada no processamento de compósitos reforçados com micro partículas de Al2O3 / NaAlSi3O8 foi bem sucedida, mediante a
utilização de fração líquida de 80 %. Os aditivos empregados com as micro partículas influenciaram na sua distribuição no produto final - a adição de pó de Al favoreceu uma distribuição mais homogênea das partículas de reforço ao longo do volume do compósito, já a adição de TiH2 favoreceu a obtenção de uma estrutura com gradiente de distribuição de
reforço.
This work explores the possibility of fabricating graded metal matrix composites from Al alloys by employing simple casting and thixoforming techniques and ceramic particles of distinct densities – all observing the concept of low-cost engineering. Three processes were proposed. First, a casting technique was employed to process AA 7075 alloy composites reinforced with WC macro particles – the composites were fabricated with different reinforcement contents, process temperatures and times. Secondly, AA 7075 / WC composites were fabricated by using a thixoforrming technique. Finally, a thixoforrming technique was used to process AA 2011 / Al2O3 / NaAlSi3O8 composites, where two additives were
employed with the particles, Al and TiH2 powders. The microstructures of the products
obtained were characterized. The influence of the process parameters over the product quality, especially over the reinforcement distribution in the matrix, and in which concerns interactions between reinforcements and matrix, was evaluated. The casting technique employed in the processing of AA 7075 / WC was well succeeded – except by the most extreme of the investigated conditions. The occurrence of a metallurgical interaction between the Al in liquid state and the WC granules was observed, evinced by the presence of a reaction layer around the reinforcement granules. That layer was mostly composed of Al and W and it has intermediary hardness when compared to the matrix and the WC macro particles. In the case of the composites processed at higher temperatures, the occurrence of other reaction products was observed. The fabrication of AA 7075 / WC by thixoforrming was also well succeeded. In that case, the occurrence of a distinct reaction layer between WC granules and Al matrix was observed. The thixoforrming technique employed in the processing of composites reinforced with Al2O3 / NaAlSi3O8 micro particles was well succeeded when a
liquid fraction of 80 % was used. The additives employed with the micro particles influenced in their distribution in the final product – the addition of Al powder favoured a more homogeneous distribution of the reinforcement particles throughout the volume of the composite, whereas the addition of TiH2 favoured the attainment of a structure with a gradient
in its reinforcement distribution.
Figura 2.1: Esquema de aparato para a fabricação de compósito a partir da técnica de infiltração sob pressão de gás. Adaptado de KAINER (2006). ... 33 Figura 2. 2: Esquema ilustrativo dos processos de fundição sob pressão a) “diretos” e b) “indiretos”. Adaptado de KAINER (2006). ... 35 Figura 2. 3: Esquema de adição de partículas de reforço em metal líquido por meio do "método do vortex" ... 36 Figura 2. 4: Delaminação em cobertura WC-Co-Cr depositada sobre substrato de liga AA 7075 por meio da técnica de HVOF (MEV). Extraído de MAGNANI et al (2007). ... 38 Figura 2. 5: Evolução estrutural de cavacos de liga Al-Si-Cu e partículas de SiC misturados por moagem de alta energia após 1, 10 e 40 h de processo. Adaptado de SUSNIAK et al (2013)... 41 Figura 2. 6: Análise CED de misturas de pós de Al e WC submetidos à moagem de alta energia por 0, 8 e 14 h. Extraído de YUYING et al (2010). ... 42 Figura 2. 7: Esquema mostrando as modificações estruturais que ocorrem no processo de sinterização no estado sólido de compactação e tratamento térmico. ... 43 Figura 2. 8: Desenho esquemático de um equipamento de produção compósitos por injeção de partículas. Adaptado de AMIRKHANLOU & NIROUMAND (2012). ... 47 Figura 2. 9: Esquemas de diferentes disposições das matérias-primas em testes de tixoconformação realizados por ROBERT et al (2013): (a) mistura compactada de cavacos de alumínio e SiCp; (b) várias camadas de chapas de alumínio e SiCp; (c) camada espessa de SiCp sobreposta de uma chapa de alumínio; (d) camada fina de SiCp sobre uma placa de alumínio (e) camada de SiCp entre duas chapas de alumínio. Extraído de ROBERT et al (2013)... 48 Figura 2. 10: : Esquemas de (a) um compósito com gradiente funcional contínuo e (b) um compósito com gradiente funcional discreto ou em camadas. O reforço é representado pela cor escura, e a matriz pela cor branca. Extraído de MYAMOTO et al (2013). ... 51
gradiente funcional. Adaptado de MORTENSEN & SURESH (1995). ... 52 Figura 2. 12: : Esquema de procedimento empregado no processo de spark plasma sintering, onde CCP significa ‘corrente contínua pulsante’. Adaptado de Pettersson et al (2005). ... 55 Figura 2. 13: Macroestrutura de compósito W / Cu com teor de reforço gradativo fabricado por combustão reativa de pós. (b) gradiente de dureza a partir da superfície rica em W. (c) Variação do coeficiente de dilatação térmica entre as camadas do compósito. Adaptado de ZHAO et al (2014). ... 56 Figura 2. 14: (à direita) Secção transversal de superfície de liga A 356 recoberta com WC-Ti-Mg por fusão superficial à laser (MO). (à esquerda) Detalhe desta mesma superfície (MEV). Extraído de Staia et al (2001). ... 58 Figura 2. 15: (a) Camada superficial de Al CP reforçada por fusão superficial à laser com partículas de WC-Co-NiCr. (b), (c) e (d) são detalhes de zonas distintas da camada, com teores gradativos de reforço (MEV). Extraído de NATH et al (2012). ... 59 Figura 2. 16: Esquema do processo de infiltração de pré-formas de sal utilizado por POLLIEN et al (2005) na fabricação de barras de espuma gradativa de alumínio do tipo “sanduíche”. .. 62 Figura 2. 17: Secção transversal de compósito WC-Co / Ni com gradiente funcional de Ni produzido por CHEN et al (2012). ... 63 Figura 2. 18: Desenho esquemático de uma gota de líquido sobre uma superfície sólida. ... 65 Figura 2. 19: Esquema do possível mecanismo pelo qual partículas insolúveis ficariam retidas no interior dos grãos durante a solidificação. Adaptado de KARANTZALIS et al (2010). ... 67 Figura 2. 20: Partículas de compostos intermetálicos observadas em compósitos de alumínio reforçados com micropartículas de WC (MEV). Extraído de LEKATOU et al (2015). ... 69 Figura 2. 21:Superfícies de enxertos de ferramentas de WC-Co expostos por 200 min. ao alumínio às temperaturas de (a) 650 °C e (b) 700 °C. Extraído de CALATORU et al (2008). 71 Figura 2. 22: Ângulos de molhamento entre o alumínio líquido a 700 °C e diferentes enxertos de ferramentas de corte. Adaptado de CHATTOPADHYAY et al (2009). ... 72 Figura 2. 23: (a) Esquema da microestrutura de pastilha composta de partículas de WC e Co como ligante, (b) imagem de MO dessa microestrutura. (c) Esquema da microestrutura de
(c) imagem de MO dessa microestrutura. Adaptado de BERG (2016). ... 74 Figura 2. 24: Comparação entre as microestruturas de um carbeto cementado submicrométricos e de um carbeto cementado convencional. Adaptado de BERG (2016). .... 75
Figura 3. 1: Diagrama geral dos experimentos realizados. 78
Figura 3. 2: Sistema ternário Al-Zn-Mg: (a) projeção de superfícies liquidus e linhas liquidus, com indicação da composição de estudo; (b) indicação de reações de formação das fases Al2Mg3Zn3 e MgZn2. Adaptado de (BELOV et al, 2005). ... 83
Figura 3. 3: Sistema ternário Al-Zn-Mg; projeções das isotermas das linhas: (a) solidus e (b) solvus Adaptado de (BELOV et al, 2005). ... 84 Figura 3. 4: Diagrama de fases em equilíbrio do sistema binário Al-Cu, com destaque para a composição da liga AA 2011 – 5 % peso de Cu empregada. Fonte: GRANTA Design (2016). ... 85 Figura 3. 5: Vista explodida (3D) e peças (3D e 2D) do punção e matriz utilizados nos experimentos de tixoconformação de compósitos AA 7075 + macropartículas WC. ... 98 Figura 3. 6: Esquema ilustrando as configurações matriz/reforço investigadas para a produção de compósitos AA 2011 + Al2O3 / NaAlSi3O8 por tixoconformação: (a) camada reforçada tipo
sanduíche; (b) camada reforçada em uma superfície. ... 100 Figura 3. 7: (À esquerda) desenho esquemático mostrando como os compósitos produzidos por fundição foram cortados para obter as amostras utilizadas nos ensaios de caracterização realizados. (À direita) Detalhe indicando as faces de cada amostra utilizadas nos ensaios. Os valores mostrados na figura são valores médios. ... 102 Figura 3. 8: Desenho esquemático mostrando como os compósitos produzidos por fundição foram cortados para obter as amostras utilizadas nos ensaios de caracterização realizados. As dimensões mostradas são valores médios. ... 102 Figura 3. 9: Imagens de MO de compósitos fabricados por 1) fundição e 2) por tixoconformação utilizando macro partículas de WC como reforço. As regiões indicadas pelas letras de A a D são: A, partícula de reforço de aspecto próximo ao original; B, camada de reação; C, matriz entre partículas de reforço; D, matriz fora da zona reforçada. ... 105
partículas de Al2O3 / NaAlSi3O8 foram divididas em 25 regiões para os ensaios de
microdureza (retângulos pretos). As cruzes indicam onde foram feitas as indentações e as estrelas indicam o centro de cada zona. ... 106
Figura 4. 1: Microestruturas das ligas empregadas no trabalho, na condição como recebidas: (a) AA 7075 (laminada a frio / T6); (b) AA 2011 (extrudada a quente / T6). (1) seção perpendicular à direção de conformação; (2) seção paralela à direção de conformação. (MO) 110 Figura 4. 2: Imagem de: (a) grânulos, fragmentos de ferramentas de corte de WC reciclados; (b) detalhe da superfície mostrando partículas individuais de WC no grânulo. (MEV). ... 111 Figura 4. 3: (a) Microestrutura de um grânulo (Grânulo 1) de sucata de pastilhas de usinagem de WC empregadas como reforço, com indicação de pontos para micro-análise por EDS; (b) resultados obtidos. (MEV). ... 112 Figura 4. 4: (a) Microestrutura de um grânulo (Grânulo 2) de sucata de pastilhas de usinagem de WC empregada como reforço, com indicação de pontos para micro-análise por EDS; (b) resultados obtidos. (MEV). ... 114 Figura 4. 5: Aspecto geral da microestrutura do Grânulo 2 e mapeamento, por EDS, da distribuição dos principais elementos detectados: W, Co, Ni, Ti, e Fe. (MEV)... 115 Figura 4. 6: Difratograma dos grânulos de WC empregados como material de reforço. ... 117 Figura 4. 7: Imagens do pó cerâmico (Al2O3 / NaAlSi3O8) empregado como reforço. (MEV).
... 118 Figura 4. 8: Picos de difração de raios-X das partículas de reforço cerâmicas de alumina (Al2O3) / albita (NaAlSi3O8) empregadas como reforço. ... 119
Figura 4. 9: Resultado da análise termogravimétrica do pó cerâmico Al2O3 / NaAlSi3O8
utilizado como reforço. Curva obtida a uma taxa de aquecimento de 15 °C/min. ... 120 Figura 4. 10: Imagens do pó de alumínio empregado: (a) morfologia das partículas; (b) microestrutura da partícula de pó. (MEV). Fonte: GATAMORTA (2015)... 121 Figura 4. 11: Distribuição de tamanhos relativa e acumulativa do pó de Al empregado. Fonte: GATAMORTA (2015). ... 121
Figura 4. 13: Distribuição de tamanhos relativa e acumulativa do pó de TiH2 empregado.
Fonte: SILVA (2016). ... 123 Figura 4. 14: Análise termogravimétrica das partículas de pó de TiH2. Fonte: SILVA (2016).
... 124 Figura 4. 15: Aspecto geral de partículas de: (a) estearato de Zn; (b) ácido esteárico. (MEV). ... 125 Figura 4. 16: (a) Curva de resfriamento simples da liga AA7075 utilizada e (b) e (c) suas duas primeiras derivadas em função do tempo. ... 126 Figura 4. 17: Primeira derivada da temperatura em relação ao tempo (dT/dt x t) da curva de resfriamento da liga AA 7075 e sua linha base aproximada. ... 128 Figura 4. 18: Curva de fração líquida em função da temperatura calculada com base na curva de resfriamento simples da liga AA 7075... 129 Figura 4. 19: Curvas típicas de variação da temperatura x tempo e de variação de energia x tempo, em ensaio de calorimetria diferencial exploratória da liga AA 7075 utilizada, para ciclo de aquecimento / resfriamento com taxa de 10 ⁰C/min. ... 130
Figura 4. 20: Variação da fração líquida em função da temperatura (fl x T) e sua derivada (dfl / dT x T), da liga AA 7075 calculadas a partir dos dados da análise CED efetuada à taxa
de resfriamento de 10 °C/min. ... 133 Figura 4. 21: Curva de fração líquida em função da temperatura da liga AA 7075, obtida por simulação termodinâmica com o software Thermocalc®. ... 134 Figura 4. 22: Resultado geral de variação da fração líquida x temperatura no intervalo de solidificação da liga AA 7075, obtida por diferentes técnicas. Indicação da temperatura de trabalho para ensaios de fabricação de compósitos por tixoconformação (628 °C). ... 137 Figura 4. 23: (a) Curva de resfriamento simples da liga AA2011 utilizada e (b) e (c) suas duas primeiras derivadas em função do tempo. ... 139 Figura 4. 24: Primeira derivada da temperatura em relação ao tempo da curva de resfriamento da liga AA2011 e sua linha base calculada. ... 141
resfriamento simples da liga AA2011. ... 142 Figura 4. 26: Curva de fração líquida em função da temperatura da liga AA 2011 obtida por simulação termodinâmica com o software Thermocalc®. ... 143 Figura 4. 27: Resultado geral de variação da fração líquida x temperatura no intervalo de solidificação da liga AA 2011, obtida por diferentes técnicas. Indicação das temperaturas de trabalho para ensaios de fabricação de compósitos por tixoconformção (624 e 628 °C). ... 147 Figura 4. 28: Microestruturas de compósitos AA7075 + 30 % WC fabricados por fundição, nas condições: (a) tempo de mistura 1 h à temperatura de 700 °C; (b) tempo de mistura 2 h à temperatura de 700 °C; (c) tempo de mistura 4 h à temperatura de 780 °C. (MO). ... 149 Figura 4. 29: Detalhes de grânulos específicos nas microestruturas do compósito AA7075 + 30 %WC fabricados por fundição, com os tempos de mistura de 1 h à temperatura de 700 °C: (a) casos com maior ocorrência; (b) casos com rara ocorrência. (MO). ... 150 Figura 4. 30: Detalhes de grânulos específicos nas microestruturas do compósito AA7075 + WC fabricados por fundição, com teor de reforço de 30 % do peso, com o tempo de mistura de 2 h, à temperatura de 700 °C. (MO). ... 151 Figura 4. 31: Detalhes de grânulos comuns na microestrutura do compósito AA7075 + WC fabricado por fundição sem refusão, com teor de reforço de 30 % do peso, com o tempo de mistura de 4 h e temperatura de 780 °C. (MO). ... 151 Figura 4. 32: Seção transversal das amostras de compósitos AA7075 + WC fabricados por fundição, em diferentes condições operacionais: diferentes teores de WC adicionados ao metal líquido e mantidos por diferentes tempos, às temperatura indicadas. ... 154 Figura 4. 33: Esquema ilustrando a possível evolução da camada de grânulos nos compósitos AA 7075 + WC antes, durante e depois da refusão. ... 154 Figura 4. 34: Sessão transversal das amostras de compósitos AA7075 + WC fabricados por fundição, em diferentes condições operacionais(diferentes teores de WC adicionados ao metal líquido e mantidos por diferentes tempos, à diferentes tempearaturas) e refundidas a 740 °C. ... 156
mistura, temperatura de 740 °C e 30 % peso de WC. Partículas em distintas condições de degeneração. (MO) ... 158 Figura 4. 36: Detalhes da microestrutura do compósito fabricado com 3 h de tempo de mistura, temperatura de 780 °C e 30 % peso de WC. Formação de fase compacta a partir dos grânulos de reforço. (MO) ... 159 Figura 4. 37: Microestrutura do compósito AA 7075 + 30 % WC (mistura: 1 h a 740 °C), com indicação de regiões para microanálise. (MEV) ... 160 Figura 4. 38: (a) Microestrutura da região (A) - interior do grânulo de WC, do compósito AA7075 + 30 % WC (mistura: 1 h a 740 °C), com indicação de área para microanálise por EDS; (b) e (c) resultados obtidos. (MEV). ... 161 Figura 4. 39: Variações qualitativas dos teores de Zn, Mg, Al, Co, Cu e W ao longo de uma linha de 112 µm, por EDS, na camada de reação em torno de grânulo de reforço em compósito AA7075 + 30 % WC (mistura: 1 h a 740 °C). Indicação de três faixas com distintas características dentro da camada de reação. ... 162 Figura 4. 40: (a) Microestrutura da camada de reação próximo a grânulo de reforço (região B2) em compósito AA7075 + 30 % WC (mistura: 1 h a 740 °C), com indicação de pontos para microanálise por EDS (B2P1 e B2P2) (MEV); (b) e (c) resultados obtidos. ... 164 Figura 4. 41: (a) Microestrutura da camada de reação em espessura intermediária (região B3) em compósito AA7075 + 30 % WC (mistura: 1 h a 740 °C), com indicação de pontos para microanálise por EDS (B3P1 e B3P2) (MEV); (b) e (c) resultados obtidos. ... 165 Figura 4. 42: (a) Microestrutura da camada de reação próxima à matriz metálica (faixa B3), em compósito AA7075 + 30 % WC (mistura: 1 h a 740 °C), com indicação de ponto para microanálise por EDS (B3P1) (MEV); (b) resultados obtidos. ... 166 Figura 4. 43: (a) Variações qualitativas dos teores de Zn, Mg, Al, Co, Cu, Ti e W ao longo de uma linha de 95 µm, por EDS, na camada de reação em torno de grânulo de reforço em compósito AA7075 + 30 % WC (mistura: 3 h a 740 °C); (b) Detalhe da camada de reação junto ao grânulo original. (MEV) ... 168
a 740 °C) (MO); (b) Detalhe de região anteriormente ocupada por grânulos de WC.(MO); (c) detalhe da interface reforço / matriz metálica. (MEV). ... 170 Figura 4. 45: (a) Microestrutura de região previemente ocupada por grânulos de WC em compósito AA7075 + 30 % WC (mistura: 3 h a 780 °C), com indicação de pontos para microanálise por EDS (P1 P2 e P3) (MEV); (b) resultados obtidos. ... 171 Figura 4. 46: (a) Microestrutura de região previemnte ocupada por grânulos de WC em compósito AA7075 + 30 % WC (mistura: 3 h a 780 °C), com indicação de pontos para microanálise por EDS (P1 P2 e P3) (MEV); (b) e (c) resultados obtidos. ... 172 Figura 4. 47: Esquema mostrando as três regiões identificadas na camada de reação e suas características predominantes. ... 174 Figura 4. 48: Diagrama de fases em equilíbrio do sistema Al-Co. Adaptado de McAlister (1989). ... 175 Figura 4. 49: Diagrama de fases em equilíbrio do sistema Al-W. Adaptado de ASM Metals Handbook vol 3, Phase diagrams. ... 177 Figura 4. 50: Aspecto externo dos compósitos AA 7075 + WC fabricados por tixoconformação: (a) produto como desmoldado; (b) produto após limpeza e rebarbação. Detalhe A: rebarbas. Detalhe B: falha de preenchimento na base da amostra. ... 182 Figura 4. 51: Aspecto geral da secção transversal do compósito AA 7075 + WC fabricado por tixoconformação. ... 183 Figura 4. 52: Microestrutura da secção transversal do compósito AA 7075 + WC fabricado por tixoconformação. (MO). ... 184 Figura 4. 53: Microestrutura do compósito AA 7075 + WC fabricado por tixoconformação - região de transição entre camada reforçada e matriz metálica sem reforço: (a) parte superior e (b) inferior da camada reforçada. (MO). ... 185 Figura 4. 54: Microestrutura de compósito AA 7075 + WC fabricado por tixoconformação: (a) grânulos de WC na camada reforçada; (b) trecho da camada de reação em torno de um grânulo de WC e respectiva composição por EDS; (c) idem, suprimido o elemento Al. (MEV) ... 187
trecho da camada de reação em torno de um grânulo de WC, com indicação de pontos de análise EDS (Espectros 1 a 6) e (b) resultados das análises. (MEV)... 188 Figura 4. 56: Aspecto geral típico de compósitos AA 2011 + Al2O3/NaAlSi3O8 :(a) utilizado
pó de Al como material auxiliar; (b) utilizado pó de TiH2 como material auxiliar. ... 193 Figura 4. 57: Seção transversal de compósito AA 2011 + Al2O3 / NaAlSi3O8 fabricado por tixoconformação, empregando (A) pó de Al e (B) TiH2, como materiais auxiliares. A área ocupada pelo reforço é indicada ao lado de cada imagem (MO). ... 194 Figura 4. 58: Seção transversal de compósito AA 2011 + Al2O3 / NaAlSi3O8 fabricado por
tixoconformação, empregando pó de Al como material auxiliar: (a) topo; (b) base da amostra. (MO) ... 197 Figura 4. 59: Seção transversal de compósito AA 2011 + Al2O3 / NaAlSi3O8 fabricado por
tixoconformação, empregando TiH2 como material auxiliar: (a) topo; (b) base da amostra.
(MO) ... 198 Figura 4. 60: Detalhes das microestruturas na região da base das amostras dos compósitos AA 2011 + Al2O3 / NaAlSi3O8 fabricados utilizando (A) pó de Al e (B) pó de TiH2 como
materiais auxiliares (MO). ... 200 Figura 4. 61: Imagens feitas com luz polarizada na região da base das amostras dos compósitos AA 2011 + Al2O3 / NaAlSi3O8 fabricados utilizando (A) pó de Al e (B) pó de
TiH2 como materiais auxiliares. (A1) é um detalhe de (A) (MO). ... 201
Figura 4. 62: Microestrutura na região da base de amostras do compósito AA 2011 + Al2O3 / NaAlSi3O8 fabricado utilizando pó de Al como material auxiliar. Mapas
de concentração dos elementos Al, Cu e Si referentes à mesma imagem (MEV/EDS) ... 203 Figura 4. 63: Microestrutura da região da base de amostras do compósito AA 2011 + Al2O3 /
NaAlSi3O8 fabricado utilizando pó de TiH2 como material auxiliar. Mapas de concentração
dos elementos Al, Cu e Si referentes à mesma imagem (MEV/EDS). ... 204 Figura 4. 64: Imagem de região específica de concentração de partículas em compósito AA2011 + Al2O3 / NaAlSi3O8 fabricado utilizando pó de Al como material auxiliar, indicação
fase líquida para o interior do semissólido durante o processo de tixoconformação. ... 207 Figura 4. 66: (A) Seção de amostra do compósito AA 2011 + Al2O3/NaAlSi3O8 fabricado com
pó de TiH2 indicando quadrantes para medida de microdureza (HV); (B) valores médios de
dureza obtidos para cada região de (A); (C) e (D) microindentações entre uma região de fase primária e de eutético/intermetálicos, e entre uma região ocupada por partículas e uma região sem partículas, respectivamente. ... 210 Figura 4. 67: (A) Seção de amostra do compósito AA 2011 + Al2O3/NaAlSi3O8 fabricado com
pó de Al indicando quadrantes para medida de macrodureza (HV); (B) valores médios de dureza obtidos para cada região de (A). ... 211 Figura 4. 68: (A) Seção de amostra do compósito AA 2011 + Al2O3/NaAlSi3O8 fabricado
Tabela 2. 1: Possível sequência de reações durante o resfriamento de uma mistura de Al e WC durante o resfriamento a partir de 830°C (LEKATOU et al, 2015). ... 70 Tabela 2. 2: Composição química e características dos metais duros (FERRARESI, 1977, apud DINIZ et al, 2013) ... 73
Tabela 3. 1: Propriedades da liga AA 7075-T6 e do alumínio AA 1100-O a temperatura ambiente. Fonte: MATWEB, 2016. ... 80 Tabela 3. 2: Propriedades da liga AA 2011-T6 e do alumínio AA 1100-O à temperatura ambiente. Fonte: MATWEB, 2016. ... 81 Tabela 3. 3: Propriedades gerais de partículas de WC com 0 a 6% de Co encontradas no mercado. Fonte: MATWEB, 2016. ... 90 Tabela 3. 4: Características típicas de Ceramic Spheres W 210. Fonte: 3M, 2002. ... 92 Tabela 3. 5: Distribuição estatística das dimensões das partículas utilizadas, segundo fornecedor. ... 93 Tabela 3. 6: Condições experimentais investigadas para a produção de compósitos AA 7075 + macro partículas WC, por fundição. ... 97 Tabela 3. 7: Composição de misturas preparadas para a fabricação compósitos AA 2011 + Al2O3 / NaAlSi3O8 por tixoconformação. ... 100
Tabela 4. 1: Composição química média das ligas AA 7075 e AA 2011 utilizadas, obtidas por espectrometria de emissão óptica e fluorescência de raios-X. ... 108 Tabela 4. 2: Composição média de região específica (ponto indicado na Figura 4.3) - região inter-partículas de WC no Grânulo 1- obtida por micro análise por EDS. ... 113 Tabela 4. 3: Composições médias de regiões específicas (pontos indicados na Figura 4.4) – regiões inter-partículas de WC no Grânulo 2 – obtidas por micro análise por EDS. Teores em peso. ... 114
como material de reforço - análise por fluorescência de raios X. ... 117 Tabela 4. 5: Tsolidus, Tliquidus e intervalos de fusão / solidificação encontrados nas análises de CED da liga AA 7075 utilizada. ... 131 Tabela 4. 6: Temperaturas de início e término de formação de intermetálicos / fases eutéticas encontradas nos ensaios CED da liga AA 7075 utilizada... 132 Tabela 4. 7: Comparação entre temperaturas de transformação para a liga AA7075 usada, determinadas por diferentes técnicas de análise. ... 136 Tabela 4. 8: Comparação entre temperaturas de transformação para a liga AA2011 usada, determinadas por diferentes técnicas de análise. ... 144 Tabela 4. 9: Espessura aproximada das camadas reforçadas nos compósitos AA 7075 + WC fabricados por fundição. ... 155 Tabela 4. 10: Porcentagens aproximadas de áreas ocupadas pelos grânulos de reforço, matriz e camada de reação nas micrografias de compósitos fabricados com tempo de mistura de 740 °C ... 157 Tabela 4. 11: Porcentagens de áreas ocupadas pelos grânulos de WC (x), pela zona de reação (y) e densidade estimada da camada reforçada (ρcompósito) nos compósitos AA 7075 + WC
fabricados por fundição empregando a temperatura de mistura de 740 °C. ... 179 Tabela 4. 12: Durezas médias da matriz, dos grânulos de WC e da região de difusão em torno dos grânulos, na camada reforçada de compósitos AA 7075 + WC fundidos. ... 181 Tabela 4. 13: Durezas médias da matriz e das partículas de reforço na camada reforçada de compósitos AA 7075 + WC tixoconformado. ... 191 Tabela 4. 14: Máximas porcentagens de área ocupada pelas partículas de reforço e densidades correspondentes calculadas para os compósitos AA 2011 + Al2O3 / NaAlSi3O8
tixoconformados. ... 208 Tabela 4. 15: Densidades e durezas médias da camada reforçada com 30 % peso de grânulos de WC, em compósitos fabricados por tixoconformação. ... 216
AMCp Particle reinforced aluminium matrix composites ASM American Society for Materials
CED Calorimetria exploratória diferencial
CMM Compósito de matriz metálica
CVD Chemical vapour deposition
EDS Espectrometria de energia dispersiva de raios-X
FEM Faculdade de Engenharia Mecânica
fl Fração líquida
HV Vickers Hardness
HVOF High velocity oxy-fuel
MEV Microscopia eletrônica de varredura
MGF (FGM) Material com gradiente funcional (Functionally graded material) MO
OAT
Microscopia óptica Overaging treatment PVD Physical vapour deposition PDF
RAP
Powder diffraction file
Recrystalization and partial melting SHS
SIMA T3 T6
Self-propagating high temperature synthesis Strain induced and melting activation
Solubilizado, trabalhado à frio e envelhecido naturalmente Solubilizado e envelhecido artificialmente
UNICAMP Universidade Estadual de Campinas
1 INTRODUÇÃO ... 26
1.1 Introdução ... 26
1.2 Objetivos ... 28
2 FUNDAMENTOS TEÓRICOS ... 29
2.1 Processos de produção de AMCp (bulk) ... 29
2.1.1 A partir do metal no estado líquido ... 31
2.1.1.1 Por infiltração de pré-formas ... 31
Infiltração sob pressão de gás ... 32
Infiltração sob pressão (Squeeze casting) ... 33
2.1.1.2 Por adição direta no líquido e agitação ... 35
2.1.1.3 Por deposição por spray ... 37
2.1.2 A partir do metal no estado sólido (pós) ... 39
2.1.2.1 Por mistura convencional ... 39
2.1.2.2 Por moagem de alta energia ... 40
2.1.2.3 Técnicas de consolidação ... 42
2.1.3 A partir do metal no estado semissólido ... 45
2.1.3.1 Por reofundição ... 46
Por adição direta no semissólido e agitação ... 46
2.1.3.2 Processos de Tixoconformação ... 48
Infiltração de semissólido em camadas de partículas de reforço ... 48
2.2 Técnicas de fabricação de materiais com gradiente funcional... 50
2.2.1 Processos construtivos ... 53
2.2.1.1 Metalurgia do pó ... 53
2.2.1.2 Recobrimento ... 57
2.2.1.3 Laminação ... 60
2.2.2 Processos baseados em fenômenos de transporte ... 60
2.2.2.1 Separação centrífuga ... 61
2.3.1 Interações entre partículas de reforço, metal líquido e frente de solidificação.. 65 2.3.2 Efeito do magnésio em ligas de alumínio... 68 2.3.3 Interação do WC com o alumínio líquido ... 69 2.3.4 Interação de enxertos de metal duro com o alumínio líquido ... 70 2.4 Materiais para pastilhas de ferramentas ... 72 2.4.1 Metais duros ... 73 2.4.2 Materiais de cobertura de ferramentas de corte ... 76 2.4.3 Cermets ... 77
3 MATERIAIS E MÉTODOS ... 78 Materiais ... 79 3.1 Caracterização das ligas empregadas ... 79 3.1.1 Propriedades Gerais ... 79 3.1.1.1 Liga AA 7075 ... 79 3.1.1.2 Liga AA 2011 ... 80 3.1.2 Composição química ... 81 3.1.3 Microestrutura como recebida ... 82 3.1.4 Diagrama de fases ... 82 3.1.5 Determinação da tixoconformabilidade ... 86 3.1.5.1 Curva de resfriamento simples ... 86 3.1.5.2 Calorimetria exploratória diferencial (CED ou DSC) ... 88 3.1.5.3 Simulação de transformações de fases em função da temperatura ... 88 3.2 Caracterização dos reforços empregados ... 89 3.2.1 Reforço 1 - macro partículas de WC ... 89 3.2.1.1 Propriedades gerais ... 89 3.2.1.2 Dimensões, morfologia e microestrutura das partículas ... 90 3.2.1.3 Composição química ... 90 3.2.2 Reforço 2 - micro partículas de Al2O3 / NaAlSi3O8... 91
3.2.2.1. Propriedades gerais ... 92 3.2.2.2 Composição química ... 92 3.2.2.3 Dimensões e morfologia de partículas ... 92
3.2.2.5 Análise termogravimétrica ... 93 3.3 Caracterização dos materiais auxiliares empregados ... 94 3.3.1 Pó de Alumínio Puro ... 94 3.3.2 Pó de hidreto de Titânio ... 94 3.3.3 Lubrificantes e desaglomerantes ... 95 Métodos experimentais ... 96 3.4 Fabricação de compósitos com macro partículas de reforço (WC) ... 96 3.4.1 A partir da liga líquida - por fundição ... 96 3.4.2 A partir da liga no estado semissólido - por tixoconformação ... 97 3.5 Fabricação de compósitos com micro partículas de reforço (Al2O3 / NaAlSi3O8) a
partir da liga no estado semissólido - por tixoconformação. ... 99 3.6 Caracterização dos produtos obtidos ... 101 3.6.1 Macro e microestruturas ... 101 3.6.2 Densidade ... 104 3.6.3 Dureza ... 105
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 108 4.1 Resultados preliminares - caracterização da matéria prima... 108 4.1.2. Microestrutura das ligas AA 7075 e AA 2011 como recebidas ... 109 4.1.3. Reforço 1 - macro partículas de WC ... 111 4.1.3.1. Dimensões, morfologia e microestrutura das partículas de WC ... 111 4.1.3.2. Composição química das pastilhas de WC ... 116 4.1.4. Reforço 2 - micro partículas de Al2O3 / NaAlSi3O8 ... 118
4.1.4.1. Dimensões e morfologia das partículas de Al2O3 / NaAlSi3O8 ... 118
4.1.4.2. Composição química das partículas de Al2O3 / NaAlSi3O8 ... 119
4.1.4.3. Densidade das partículas de Al2O3 / NaAlSi3O8 ... 119
4.1.4.4. Análise termogravimétrica das partículas de Al2O3 / NaAlSi3O8 .. 119
4.1.5. Materiais auxiliares ... 120 4.1.5.1. Pó de Al ... 120 4.1.5.1. Pó de TiH2 ... 122
4.2.1 Liga AA7075 ... 125 4.2.1.1 Curva de resfriamento simples da liga AA 7075 ... 125 4.2.1.1 Calorimetria diferencial exploratória ... 130 4.2.1.3 Simulação de condições termodinâmicas de transformações de fases .... 134 4.2.1.4 Comparação dos resultados obtidos por diferentes técnicas de análise do comportamento térmico da liga AA 7075 ... 135 4.2.2 Liga AA2011 ... 138 4.2.2.1 Curva de resfriamento simples ... 138 4.2.2.2 Simulação de condições termodinâmicas para transformações de fases . 142 4.2.2.3 Comparação dos resultados obtidos por diferentes técnicas de análise do comportamento térmico da liga AA 2011 ... 144 4.3. Produtos obtidos: compósitos reforçados com macro partículas de WC, fabricados por fundição ... 148
4.3.1. Resultados preliminares - estudo do comportamento do WC no metal líquido ... 148 4.3.2. Compósitos AA 7075 + WC fundidos obtidos ... 152 4.3.3 Avaliação da densidade da camada reforçada nos compósitos AA 7075 + WC fundidos ... 178 4.3.4 Avaliação da dureza da camada reforçada nos compósitos AA 7075 + WC fabricados por fundição ... 180 4.4 Produtos obtidos: compósitos reforçados com macro partículas de WC, fabricados por tixoconformação ... 182
4.4.1 Aspecto geral dos compósitos AA 7075 + WC tixoconformados ... 182 4.4.2 Microestruturas dos compósitos AA 7075 + WC tixoconformados ... 183 4.4.3 Avaliação da densidade na camada reforçada dos compósitos AA 7075 + WC tixoconformados ... 190 4.4.4 Dureza dos compósitos AA 7075 + WC tixoconformados ... 191 4.5 Produtos obtidos: compósitos AA2011 + micro partículas de Al2O3 / NaAlSi3O8
tixoconformados ... 192 4.5.2 Microestruturas dos compósitos AA 2011 + Al2O3 / NaAlSi3O8
tixoconformados ... 196 4.5.3 Fenômenos envolvidos na formação das microestruturas dos compósitos AA 2011 + Al2O3 / NaAlSi3O8 tixoconformados ... 206
4.5.4. Avaliação da densidade dos compósitos AA2011 + Al2O3/NaAlSi3O8
tixoconformados ... 208 4.5.5 Dureza dos compósitos AA2011 + Al2O3/NaAlSi3O8 tixoconformados ... 209
4.6. Análise comparativa dos diferentes compósitos ... 212 4.6.1. Efeito dos tipos de processos e reforços na sua dispersão na matriz...215 4.6.2. Efeito dos tipos de processos e reforços na interação entre reforço e matriz ...215 4.6.3. Efeito dos tipos de processos e reforços na densidade e dureza do material ...217
5 CONCLUSÕES E SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
5.1 Conclusões ...220 5.2 Sugestões para trabalhos futuros ...222
1 INTRODUÇÃO
1.1 Introdução
Entre os diversos materiais compósitos de matriz metálica (CMMs), os compósitos com matriz de alumínio são os mais amplamente utilizados, especialmente nas indústrias automobilística e aeroespacial. Na indústria automobilística, por exemplo, as propriedades de interesse dos CMMs são sua resistência ao desgaste, rigidez específica, resistência à fadiga de alto ciclo e baixo custo. Nessa indústria, são empregados em pistões, para reduzir o desgaste e a expansão térmica; substituem o ferro fundido em freios com o objetivo de reduzir o peso e o desgaste, além de melhorar a condutividade térmica; são encontrados em virabrequins, carcaças de bombas, engrenagens, válvulas, compressores e partes do motor, chassi e suspensão (HUNT, 2009; KEINER, 2006).
Na maioria de suas aplicações, os CMMs substituíram outros materiais por terem propriedades superiores ou custo reduzido. Esses materiais ainda apresentam a vantagem de permitir o projeto de suas características sob medida, de acordo com a aplicação e a função do produto. Assim, de forma geral, a produção de CMMs tem como objetivo modificar as características de um material de forma a estender sua aplicação ou melhorar as características de um componente, ao mesmo tempo em que outras são preservadas (por exemplo, a ductilidade e a condutividade elétrica).
Diferentes tipos de CMMs são produzidos utilizando técnicas convencionais de processamento de materiais metálicos, ou técnicas desenvolvidas especificamente para a produção de CMMs, menos convencionais. Técnicas mais sofisticadas para a produção de CMMS de melhor e mais controlada qualidade e propriedades específicas, em geral, são de difícil aplicação, pois geralmente apresentam problemas relativos ao processamento, estabilidade, confiabilidade e eficiência econômica. De forma geral, novas aplicações dependem do melhoramento de propriedades mecânicas e da diminuição dos custos de obtenção de matérias primas e de produção (HUNT, 2001; KAINER, 2006).
No campo dos CMMs um tipo particular de material tem, mais recentemente, despertado o interesse para aplicações específicas: são os compósitos com gradientes de
reforço, que conferem propriedades variáveis ao produto. São os denominados materiais com gradientes funcionais (FGMs - Functionally Graded Materials), que apresentam gradientes de propriedades ao longo de seu volume e que atendem a aplicações onde uma peça precisa suportar esforços distintos em suas diferentes partes. Por exemplo, um componente que precise resistir à abrasão em sua superfície e a esforços mecânicos em seu núcleo, como pistões, martelos e discos de freio, entre outros. Como se destinam à aplicação em produtos específicos, FGMs são feitos sob medida e geralmente o gradiente de propriedades é criado durante o próprio processo de fabricação do produto. Esses materiais podem ser fabricados por uma ampla variedade de técnicas, como metalurgia do pó, laser cladding, laminação, deposição de vapor, etc. Entretanto, as técnicas atualmente disponíveis, como as citadas, são onerosas e demandam longos tempos de processo, limitando o uso desses materiais a aplicações onde sejam absolutamente necessários (GANDRA et al, 2013).
É, portanto, pertinente o desenvolvimento de técnicas de fabricação de CMMS, mais especificamente do tipo com gradiente funcional de reforço, que sejam de mais simples operação e controle e, se possível, mais versáteis.
Adicionalmente, a escolha do material de reforço deve levar em conta não apenas suas propriedades mecânicas e possíveis interações químicas com a matriz, mas também seus custos e a sua disponibilidade – nesse sentido, a escolha de reciclar um material ou empregar substâncias de ocorrência natural e abundante, como cerâmicas naturais, são opções interessantes do ponto de vista de custos e sustentabilidade.
Dessa forma, o desenvolvimento de novos processos de fabricação de compósitos de matriz metálica deve levar em conta o emprego de técnicas simplificadas no que diz respeito a sua complexidade e aos equipamentos e insumos necessários, bem como à escolha de materiais de reforço, quanto às suas propriedades, custo e origem.
Nesse contexto, os processos de fundição têm a vantagem de serem processos tradicionais, amplamente utilizados na indústria. Já os processos de tixoconformação, apresentam as vantagens de envolver temperaturas de processamento menores em relação aos de fundição, o que os torna mais simples e econômicos do ponto de vista operacional ao evitar os inconvenientes de manipular metais líquidos à alta temperatura. Dessa forma, o emprego de técnicas de fundição ou de tixoconformação é uma escolha lógica no desenvolvimento de processos simplificados.
Levando em conta as considerações feitas acima, este trabalho busca prestar a sua contribuição por meio da investigação de processos de fabricação de materiais compósitos que possibilitem a obtenção de camadas de reforço localizadas ou gradientes de reforço, sejam de concepção simples, de fácil controle e execução, flexíveis e permitam variações nos produtos obtidos.
1.2 Objetivos
É objetivo deste trabalho investigar a possibilidade de fabricação de compósitos de matriz metálica de ligas de Al com gradientes de teores de reforço, empregando técnicas de fundição e tixoconformação e dois tipos de reforços cerâmicos de alta disponibilidade no mercado: grânulos de WC / Co oriundos de sucata de pastilhas de corte de processos de usinagem e micro partículas de Al2O3 / NaAlSi3O8.
Será buscado, na fabricação de compósitos por fundição e por tixoconformação, o reaproveitamento de rejeitos de ferramentas de corte gerados em processos de usinagem, buscando assim apresentar uma alternativa para a reutilização desses rejeitos. Da mesma forma, será buscado o emprego, como reforço, de micro partículas de Al2O3 / NaAlSi3O8, que
são de baixo custo, abundantes e disponíveis no mercado. Os materiais de reforço selecionados são distintos quanto à densidade e dimensões de partículas, objetivando analisar o efeito desses parâmetros na facilidade de sua incorporação à matriz metálica e na qualidade da interação entre a sua superfície e o metal.
Os processos investigados são:
1. Fabricação de compósitos com grânulos de WC / Co por técnica de fundição;
2. Fabricação de compósitos com grânulos de WC / Co por técnica de tixoconformação; 3. Fabricação de compósitos com micro partículas de Al2O3 / NaAlSi3O8 como reforço
por técnica de tixoconformação.
São analisados os efeitos do tipo e parâmetros de processo, tipo e teor de reforço sobre a qualidade do produto, em especial na distribuição do reforço na matriz e no que diz respeito à interações matriz/reforço. Também são feitas caracterizações preliminares dos compósitos quanto às suas dureza e densidade.
2 FUNDAMENTOS TEÓRICOS
Um material compósito é constituído por dois ou mais materiais. Um deles é presente de forma contínua e denominado “matriz”, os outros podem estar presentes de forma contínua ou descontínua e são denominados “reforço”. As propriedades de um compósito dependem de sua matriz e seus reforços: das propriedades de cada um, da proporção em que estão presentes, do tamanho e da morfologia dos reforços e das interfaces entre os diferentes materiais (SINGH et al, 2014; (JORGE, 2011). CMMs podem ser classificados em quatro categorias dependendo do tipo e da distribuição dos reforços: laminados (ou layer composites), reforçados com fibras, reforçados com partículas, fabricados por infiltração e endurecidos por dispersão (KAINER, 2006).
Compósitos de matriz de alumínio reforçados com partículas (AMCp) podem apresentar reforços de diversas geometrias e tamanhos (que podem ser da ordem de milímetros a nanômetros). Alguns materiais de reforço comumente encontrados na literatura são: Al2O3,
SiC, TiB2, TiC, B4C e intermetálicos (HUNT, 2001). Partículas de materiais porosos e menos
densos que a matriz, como argila expandida, são utilizadas para fazer compósitos de baixa densidade (JORGE, 2011).
Micro partículas cerâmicas são utilizadas para melhorar a resistência mecânica, a dureza e a resistência à abrasão de matrizes metálicas, além de reduzir seu coeficiente de expansão térmica. Uma vantagem em utilizar um material em forma de partículas, em relação a utilizá-lo na forma de fibras, é a possibilidade de preservar, ao menos parcialmente, a ductilidade e a tenacidade da matriz, bem como suas condutividades térmica e magnética (KAINER, 2006; HUNT, 2001).
2.1 Processos de produção de AMCp (bulk)
Há muitas rotas para se produzir AMCp. A escolha do processo deve levar em conta as naturezas da matriz e do reforço, possíveis interações, e a qualidade desejada para o produto. Afinal, é possível obter-se compósitos com propriedades distintas utilizando os mesmos
materiais e variando apenas a técnica de produção. Isto é, o processo de produção é determinante no que diz respeito às propriedades mecânicas do compósito, visto que determina a distribuição dos reforços, a formação de interfaces, a presença de óxidos e intermetálicos, a existência de defeitos tais como porosidades e inclusões, etc. Os processos de produção podem ser classificados de acordo com o estado físico da matriz (sólido, líquido ou vapor) quando é combinada com o reforço (SINGH et al, 2014; KAINER, 2006; NAHER et al, 2004):
A partir do metal no estado líquido:
o Infiltração de pré-formas sob vácuo ou pressão. Infiltração sob pressão de gás
Squeeze-casting ou infiltração sob pressão o Infiltração com reação
o Adição e mistura de partículas no metal líquido, seguidas de vazamento em molde de areia, coquilha ou fundição sob compressão.
Método do vortex (stir-casting) o Deposição por spray
A partir do metal no estado sólido (pós) o Metalurgia do pó
Compressão e sinterização ou forjamento de misturas de pós metálicos e partículas de reforço;
Extrusão ou forjamento de misturas de pós metálicos e partículas de reforço.
A partir do metal no estado semissólido
A partir de vapores metálicos
o Deposição física de vapor (PVD) o Deposição química de vapor (CVD)
A classificação acima engloba as técnicas de fabricação de CMMs mais comuns, e por isso foi escolhida como base para a organização desta revisão sobre processos de fabricação. Existem na literatura outras classificações, feitas com base em critérios diferentes (MORTENSEN, SURESH, 1995; KIEBACK et al, 2003; MAHAMOOD et al,2012; MIYAMOTO et al, 2013, SOBCZAK, DRENCHEV, 2013). Além disso, são frequentes processos de fabricação de materiais compósitos que são uma mescla dos processos listados
acima. Portanto, a revisão a seguir tem o objetivo apenas de apresentar ao leitor algumas das técnicas mais usuais de fabricação de AMCps.
2.1.1 A partir do metal no estado líquido
Esses processos geralmente utilizam técnicas mais econômicas e eficientes que os processos baseados na metalurgia do pó, e já foram amplamente estudados (SINGH, et al; KAINER, 2006)
Diversos fatores determinam as modificações das propriedades do material causadas pela adição de partículas de reforço. Alguns deles são: a distribuição das partículas, a existência de tensões em torno da interface matriz/reforço e a ação das partículas como obstáculos ao movimento de discordâncias. As tensões na interface matriz/reforço surgem, comumente, durante processos de resfriamento, e são causadas pela diferença entre os coeficientes de dilatação térmica do reforço e da matriz. No caso de compósitos fabricados a partir do metal líquido, também foi observado um efeito de refino de grão causado pela adição de partículas à temperatura menor que a da liga durante o resfriamento. Geralmente, a ductilidade diminui conforme o volume de partículas cerâmicas aumenta – o que pode ser explicado pela maior ocorrência de aglomerações de partículas, ou de defeitos e micro porosidades nucleados a partir das partículas. Esses defeitos são relacionados à falta de adesão entre matriz e reforços, resultante de baixa molhabilidade do reforço pela matriz ou grandes dissimilaridades nos coeficientes de expansão térmica (MAZAHERY et al, 2009).
2.1.1.1 Por infiltração de pré-formas
Nesses processos, o reforço é arranjado em pré-formas porosas que são infiltradas com metal líquido. A pré-forma pode ser homogênea ou apresentar camadas diferentes. No último caso, mudanças abruptas nas frações volumétricas ou na geometria dos reforços pode gerar concentrações de tensão – portanto, é desejável que a transição entre camadas seja gradual. A
infiltração pode ser por gravidade, sob pressão ou a vácuo. Alguns parâmetros nesse tipo de processo são críticos: tempo de processo, temperatura de trabalho, atmosfera do processo, composição da matriz, forma e tamanho dos reforços, porosidade da pré-forma. No caso de pré-formas cerâmicas, a porosidade da pré-forma é o fator de maior influência na qualidade do produto, seguida, em importância, da temperatura de processo e do tamanho de partícula (PARRAS-MEDÉCIGO et al).
A baixa molhabiliade de cerâmicas em geral por metais líquidos é um problema nos processos de infiltração de pré-formas, pois traz como consequência a nucleação de porosidades na interface. A formação de camadas de óxido entre matriz e reforço ou reações químicas entre eles também podem modificar as propriedades do compósito. Possíveis soluções são realizar tratamentos térmicos na pré-forma, aplicar-lhe uma cobertura, ou realizar o processo de infiltração a vácuo ou em atmosfera inerte (SINGH et al, 2014).
Infiltração sob pressão de gás
Na infiltração sob pressão de gás, o metal líquido infiltra uma pré-forma porosa sob pressão; essa pressão é exercida por um gás inerte em contato com o metal líquido. Esse processo geralmente é realizado dentro de um vaso de pressão e apresenta duas variações, onde (KAINER, 2006):
A pré-forma é aquecida e imersa no metal líquido. A pressão é aplicada sobre a superfície do metal líquido para forçar a sua infiltração na pré-forma. A pressão empregada é função da molhabilidade e da permeabilidade da pré-forma em relação ao metal, que são função da natureza e do volume de reforço, respectivamente (KAINER, 2006).
Um gradiente de pressão é aplicado através da pré-forma, de forma que o metal líquido, ao escoar para a região de menor pressão, se infiltre na pré-forma. A Figura 2.1 esquematiza aparato para a fabricação de compósito a partir dessa técnica (KAINER, 2006).
Figura 2.1: Esquema de aparato para a fabricação de compósito a partir da técnica de infiltração sob pressão de gás. Adaptado de Kainer (2006).
Este processo resulta em partes com pouca porosidade. Além disso, os tempos de reação são menores que nos processos de adição e mistura de partículas no metal líquido convencionais, ainda assim, os tempos de processo são mais longos que na fundição sob pressão. Isso permite o uso de materiais de reforço mais reativos que no primeiro tipo de processo. (KAINER, 2006).
Infiltração sob pressão (Squeeze casting)
Quando a solidificação ocorre sob pressão, a contração do material é minimizada, e, consequentemente, a formação de rechupes e vazios de contração. A tendência é a formação de estruturas refinadas e equiaxiais. Gases dissolvidos no líquido têm sua solubilidade aumentada sob pressão e tendem a permanecer em solução até o fim da solidificação, eliminando inclusões de gás. A aplicação de pressão também estimula o preenchimento de vazios e desloca a Tliquidus para cima, aumentando o super-resfriamento e, consequentemente, o refino de grão. Além disso, as taxas de resfriamento na fundição sob pressão são maiores que na fundição convencional, onde um vazio é formado entre a parede do molde, que expande quando aquecida, e a superfície externa do metal, que contrai
conforme resfria. Esse vazio é eliminado sob a aplicação de pressão, melhorando a transferência de calor entre a parede do molde e o metal aumentando a taxa de resfriamento. O resfriamento rápido minimiza reações entre a matriz e o reforço, o que aumenta o número de combinações possíveis (SINGH et al, 2014; SUKUMARAN et al, 2008; KAINER, 2006)
De acordo com Kainer (2006), esse processo têm duas variantes: uma “indireta” e uma “direta”, ambas ilustradas de forma esquemática na Figura 2.2. Na variante “indireta”, os reforços são previamente posicionados no molde, que é então preenchido com metal líquido. O metal fundido corre por um sistema de canais e então é injetado em uma cavidade. O fluxo deve ser laminar para evitar a presença de bolhas e geralmente os óxidos superficiais ficam retidos na entrada da cavidade. Para evitar que a pré-forma seja danificada, geralmente a infiltração ocorre sob uma pressão menor que a de solidificação. Na variante “direta” do processo, a pré-forma e o metal ainda sólido são postos no mesmo molde; o metal é fundido no próprio molde e a pressão para infiltrar a pré-forma é aplicada sobre o metal líquido. Esse processo tem a vantagem de utilizar moldes mais simples, mas requer que o metal seja adicionado na quantidade exata e óxidos superficiais formados durante a adição do metal são geralmente encontrados no produto final.
Sukumaran et al (2008) fabricaram compósitos Al2124 / SiCp misturando partículas no metal líquido e em seguida deram forma ao material utilizando moldes pré-aquecidos em fundição sob pressão. Eles observaram que conforme a pressão aplicada durante a solidificação foi aumentada de 0 a 100 MPa, a contração de solidificação e a presença de inclusões de gás foram diminuídas, a estrutura do produto foi refinada, o espaçamento entre os braços dendríticos diminuiu e a distribuição das partículas de SiCp tornou-se mais homogênea. Além disso, eles observaram que, quando o compósito era resfriado lentamente, as partículas de reforço eram rejeitadas na frente de solidificação e segregadas na região interdendrítica. Já a altas taxas de resfriamento, o tempo era insuficiente para que ocorresse a segregação das partículas, que ficavam presas entre os braços dendríticos.
(a) (b)
Figura 2. 2: Esquema ilustrativo dos processos de fundição sob pressão a) “diretos” e b) “indiretos”. Adaptado de Kainer (2006).
2.1.1.2 Por adição direta no líquido e agitação
Esse tipo de processo consiste basicamente em levar a matriz selecionada ao estado líquido, introduzir os reforços no líquido e dispersá-los na matriz líquida por meio de agitação. Tais processos apresentam algumas vantagens em relação aos processos de fabricação de compósitos de matriz metálica a partir do metal no estado sólido: melhor adesão entre reforço e matriz, simplicidade, flexibilidade, e baixo custo (especialmente no que diz respeito a energia e tempo de processo). Podem ser utilizados para produzir matérias primas para outros processos, como fundição sob pressão, conformação no estado semissólido, extrusão, etc. De forma geral, processos de adição de partículas no metal líquido são eficientes para incorporar na matriz um volume de reforço de até 30% de partículas, de 5 a 100 µm (SINGH et al, 2014; MAZAHERY et al, 2009; SUKUMARAN et al, 2008; KAINER, 2006; NAHER et al, 2004).
O método do vortex, esquematizado na Figura 2. 3, é o mais usual. Nele, a retenção do reforço, seu molhamento pela matriz e adesão na interface são obtidos a partir de uma agitação eficiente, que também deve quebrar aglomerados de partículas. Entretanto, a agitação do metal líquido pode gerar turbulência, que é associada à formação de bolhas e à incorporação de gases no banho, fenômenos associados à formação de porosidade. A
formação de óxidos na superfície do banho e a incorporação dos mesmos é outro problema, que pode ser solucionado com a utilização de uma atmosfera inerte para prevenir a oxidação da superfície do metal líquido. Além disso, são comuns deficiências na distribuição do reforço devidas à flotação ou à decantação de partículas, ou a interações com a frente de solidificação – esses problemas podem ser solucionados diminuindo o tempo de solidificação (SINGH et al, 2014; MAZAHERY et al, 2009; KAINER, 2006; NAHER et al, 2004).
Figura 2. 3: Esquema de adição de partículas de reforço em metal líquido por meio do "método do vortex"
Outro problema é que, conforme as partículas tornam-se menores e sua relação área / volume aumenta, sua tendência a aglomerar-se também aumenta, e dispersá-las torna-se mais difícil. A formação de aglomerados de partículas também pode bloquear o preenchimento de alguns espaços pelo metal líquido durante a solidificação, originando vazios, o que é agravado pela baixa molhabilidade do reforço cerâmico pelo metal. Outro efeito dessa baixa molhabilidade é a nucleação de bolhas na interface entre partículas e matriz, que formam porosidades. A molhabilidade do reforço pode ser melhorada por meio da adição de elementos de liga ao banho, tratamento térmico ou recobrimento das partículas ou pelo simples pré-aquecimento das mesmas (SINGH et al, 2014; MAZAHERY et al, 2009; KAINER, 2006; NAHER et al, 2004).
Normalmente os produtos têm microestrutura dendrítica, que pode ser refinada dependendo da velocidade de agitação e da taxa de resfriamento. O refino de grão e a redução do tamanho de dendritas também podem acontecer mediante a adição de micro ou nano-partículas a uma temperatura menor que a temperatura do banho. No processamento de ligas Al-Cu por meio desse método também foi observado um aumento na precipitação de partículas de AlCu2 mediante a adição de nanopartículas. Como as partículas cerâmicas são
incoerentes com a matriz, elas provocam o surgimento de defeitos e discordâncias em seu entorno, que são sítios preferenciais para a precipitação de intermetálicos (ZHOU et al, 2014; MAZAHERY et al, 2009)
Dependendo dos materiais das partículas e da matriz, reações químicas podem acontecer no tempo em que o reforço está em contato com o metal líquido. A ocorrência dessas reações é favorecida por longos tempos de contato e altas temperaturas. A ocorrência de reações entre o metal líquido e as partículas é desejável em alguns casos, levando à formação de reforços in situ ou à ligação química entre matriz e reforço. Em outros casos, a ocorrência de reações pode levar à degradação ou à dissolução das partículas de reforço (KAINER, 2006; NAHER et al, 2004).
2.1.1.3 Por deposição por spray
Técnicas de deposição por spray são sobretudo técnicas de recobrimento e geram, na maioria dos casos, apenas camadas superficiais de composição diferenciada. À título de ilustração, este item traz informações sobre a técnica de high velocity oxy-fuel (HVOF), que utiliza um spray térmico que gera uma chama utilizando oxigênio e combustível para depositar camadas superficiais de partículas de reforço.
Figura 2. 4: Delaminação em cobertura WC-Co-Cr depositada sobre substrato de liga AA 7075 por meio da técnica de HVOF (MEV). Extraído de Magnani et al (2007).
As vantagens dessa técnica em relação a outras semelhantes são: o uso de temperaturas de chama relativamente baixas (cerca de 3000 °C) e altas velocidades de propulsão das moléculas de gás (cerca de 200 m/s). Contudo, a temperatura da chama ainda é suficiente para causar a fusão parcial e a eventual degradação de alguns materiais de reforço, como partículas de carbeto. Magnani et al (2007) utilizaram essa técnica para recobrir placas de liga de alumínio AA 7075 com um pó WC 86% - Co 10% - Cr 4%. Eles observaram o aparecimento de novas fases como W2C, CoO, W e Cr2O3.CoO na camada de cobertura. Outro problema
observado por eles foi a eventual delaminação na interface entre a camada compósita e o substrato de liga de Al – a Figura 2.4 mostra um exemplo desse tipo de defeito, causado pelas tensões residuais geradas no resfriamento, que resultam da diferença entre os coeficientes de dilatação térmica da matriz e do substrato. O coeficiente de dilatação térmica do Al é cerca de cinco vezes maior que o da camada compósita. Esse fenômeno é especialmente grave em camadas de recobrimento mais espessas (acima de 280 µm, segundo os pesquisadores), onde há um acúmulo de tensões maior, eventuais superfícies de separação entre camadas, e maior número de porosidades e trincas. Para camadas de recobrimento mais finas, de cerca de 180 µm de espessura, Magnani et al (2007) constataram haver uma boa adesão da camada de cobertura ao substrato.
2.1.2 A partir do metal no estado sólido (pós)
Processos baseados nas técnicas de metalurgia do pó possibilitam a fabricação de produtos próximos à forma final, homogêneos e isotrópicos, com maiores frações de reforço que as permitidas por processos a partir do metal no estado líquido. Além disso, as reações entre matriz e reforço são limitadas. Geralmente, as peças produzidas também têm maior resistência específica (HORT; KAINER, 2006).
Outra vantagem da metalurgia do pó em relação aos processos apresentados anteriormente é que rebarbas e escórias de fundição não são formadas, o que a torna mais limpa e uma alternativa atraente para a reciclagem de materiais. Um exemplo disso é o emprego de técnicas da metalurgia do pó na reciclagem de cavacos de usinagem, o que é comumente feito por fundição – com perdas significativas por oxidação superficial (SUŚNIAK et al, 2015).
Não existem restrições quanto ao tipo de reforço que pode ser utilizado na fabricação de CMMs por metalurgia do pó, mas a utilização de reforços na forma de partículas é muito mais fácil e econômica (HORT; KAINER, 2006). Geralmente o processo de produção envolve as seguintes etapas: obtenção da matriz e do reforço na forma de pó, mistura de ambos, e consolidação da mistura matriz/reforço. A última etapa pode ser seguida de laminação, forjamento ou extrusão. A matriz pode ser formada por pós elementares, pós de ligas ou cavacos de usinagem – no último caso, é comum a utilização de moagem de alta energia para incorporar os elementos de reforço na matriz.
2.1.2.1 Por mistura convencional
A mistura dos pós é comumente feita na condição seca, com o auxílio de agentes dispersantes ou, às vezes, em atmosfera controlada, para evitar a oxidação dos mesmos. Alguns equipamentos comumente utilizados para esse fim são moinhos de bolas, moinhos planetários, misturadores em “y” e moinhos com almofariz. Os pós podem ser modificados durante essa etapa. Geralmente, a energia fornecida pelo processo de mistura está por trás
dessas modificações. As partículas de pó podem ser deformadas e/ou quebradas, diminuindo de tamanho, e sofrer aquecimento devido ao atrito. A relação de tamanho entre os pós metálicos e as partículas de reforço deve ser considerada na seleção do processo de mistura e no ajuste de seus parâmetros, uma vez que pode ocorrer segregação de um dos componentes (no contorno de grão, por exemplo) ou a aglomeração de partículas, o que inviabiliza a obtenção de um produto homogêneo e isotrópico. Partículas de reforço muito menores que as partículas da matriz são especialmente problemáticas. A forma das partículas é outra coisa a ser considerada – em geral, partículas esféricas têm melhor miscibilidade que partículas irregulares. (HORT; KAINER, 2006). Partículas cerâmicas em geral têm contornos irregulares, pois são frágeis (SUŚNIAK et al, 2015, 2013).
2.1.2.2 Por moagem de alta energia
Na técnica de moagem de alta energia, os pós ou partículas metálicas são misturados entre si e com partículas não metálicas – geralmente a composição dessa combinação é a composição do produto final. A grande quantidade de energia cinética empregada no processo de mistura ativa a ocorrência de reações químicas ou ligações metalúrgicas entre os diferentes pós, além de sua junção física. O produto final são pós em cujas partículas um metal está disperso no outro e/ou pós metálicos com partículas cerâmicas inseridas (HORT; KAINER, 2006). A moagem de alta energia introduz defeitos na superfície das partículas, o que produz
efeito na etapa seguinte de consolidação, acelerando processos de difusão e diminuindo a energia de ativação para reações interfaciais. De forma geral, a obtenção de grandes reduções no tamanho de partículas de reforço requer longos tempos de moagem (OZDEMIR et al, 2011).
O trabalho de Susniak et al (2015, 2013), que produziram compósitos a partir do processamento conjunto de cavacos de uma liga Al-Si-Cu e partículas de SiC de 2 µm por moagem de alta energia, exemplifica como este processo pode ser empregado na fabricação de compósitos. A Figura 2.5 mostra a evolução da estrutura desses compósitos com o aumento do tempo de moagem.
