UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA – DEM PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS – PGCEM

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Texto

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UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC

CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT

DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA – DEM

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE

MATERIAIS – PGCEM

CLEBER PEREIRA FENILI

CONSOLIDAÇÃO DE ALUMINETOS DE FERRO E NÍQUEL OBTIDOS POR MOAGEM DE ALTA ENERGIA

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CLEBER PEREIRA FENILI

CONSOLIDAÇÃO DE ALUMINETOS DE FERRO E NÍQUEL OBTIDOS POR MOAGEM DE ALTA ENERGIA

Dissertação apresentada ao Curso de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais do Centro de Ciências Tecnológicas, da Universidade do Estado de Santa Catarina, como requisito parcial para obtenção do grau de Mestre em Ciência e Engenharia de Materiais.

Orientador: Prof. Dr. César Edil da Costa Co-orientadora: Profª. Drª. Marilena Valadares Folgueras.

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FICHA CATALOGRÁFICA

F333c

Fenili, Cleber Pereira. Consolidação de aluminetos de Ferro e Níquel obtidos por Moagem de Alta Energia/ Cleber Pereira Fenili;

orientador: César Edil da Costa. – Joinville, 2013. 100 f. : il ; 30 cm.

Incluem referências.

Dissertação (mestrado) – Universidade do Estado Santa Catarina, Centro de Ciências Tecnológicas, Mestrado em Ciências e Engenharia de Materiais, Joinville, 2013.

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AGRADECIMENTOS

Em primeiro lugar ao todo poderoso, DEUS, por iluminar e por proteger e guiar nos caminhos desta passagem.

Ao Prof. Dr. César Edil da Costa pela orientação, estímulo e amizade nesta jornada. À Profª. Drª. Marilena Valadares Folgueras pela oportunidade de ajudar e adquirir conhecimentos e pela grata convivência no cotidiano.

Ao Prof. Dr. Júlio César Milan pela importante ajuda prestada.

Aos professores do PGCEM que direta ou indiretamente colaboraram para a execução deste trabalho.

À Maria Eugênia Jensen, pelo eficiente apoio na secretaria.

Aos colegas do Grupo de Metalurgia do Pó, pela amizade e companheirismo nessa jornada. Em especial aos colegas Anael, Flávia e Fábio que me ajudaram muito e colaboraram para finalizar este trabalho.

À UDESC, em especial ao CCT Joinville, pela oportunidade da realização deste trabalho.

À CAPES pela bolsa de estudo concedida.

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RESUMO

Fenili, Cleber Pereira. Consolidação de Aluminetos de Ferro e Níquel obtidos por moagem de alta energia. 2013. 100 f. Dissertação (Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais – Área: Metais). Universidade do Estado de Santa Catarina. Programa de Pós Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais, Joinville, 2013.

Neste trabalho foi realizado um estudo do comportamento dos aluminetos de ferro e níquel, desde a moagem de alta energia até a consolidação. Avaliou-se o tamanho das partículas e morfologia dos aluminetos após a moagem e tratamento térmico. A moagem de alta energia com tempo e velocidade pré determinados juntamente com uma estequiometria dos pós elementares definidos, foram assim direcionados com o intuito de obter os intermetálicos Fe3Al e Ni3Al. Com a obtenção dos intermetálicos estudou-se os processos de consolidação.

A consolidação possui grande influência nas propriedades mecânicas e microestruturais dos aluminetos, motivando nos últimos anos o estudo dos processos de consolidação quanto a densidade x porosidade. Com os processos de consolidação definidos, avaliou-se a influência da temperatura, tempo, velocidade, atmosfera e pressão de compactação. Foram utilizados os processos de sinterização, sinterização e conformação a quente (S-HP) e prensagem a quente assistida por campo (FAHP). Os materiais obtidos após os processos de consolidação foram avaliados quanto a densidade, dureza, formação de outras fases e oxidação. Estas propriedades foram avaliadas através das metalografias mediante microscopia óptica, microscopia eletrônica de varredura, microdureza vickers, densidade, análise semiquantitativa (EDS) e difratometria de raios-X. Os resultados mostraram que o processo FAHP é eficaz na consolidação dos aluminetos de ferro e níquel, pois resultou em maior densificação e, por conseguinte uma boa dureza comparando com outros estudos utilizando processos parecidos. Os outros processos deste estudo obtiveram resultados menos expressivos quando comparados ao processo FAHP, porém comparados a outras referências são considerados adequados.

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ABSTRACT

Fenili, Cleber Pereira. Consolidation of Nickel and Iron Aluminedes obtained by high energy milling

.

2013. 100 f. Dissertation (Master‟s Degree on Materials Science and Engineering – Area: Metals). Santa Catarina State University. Post Graduation Program in Science and Materials Engineering. Joinville, 2013

This work is a study of the behavior of iron and nickel aluminides, since the high energy milling until the consolidation. Particle size and morphology of aluminides after milling and heat treatment were evaluated. A high energy milling with predetermined time and speed along with a defined stoichiometry of elemental powders were thus directed in order to obtain the intermetallic Fe3Al and Ni3Al. By obtaining the intermetallic was studied consolidation

processes. The consolidation has great influence on the mechanical and microstructural properties of aluminides, motivating in recent years the study of consolidation as the density x porosity relationship. With the consolidation processes defined, which evaluates the influence of temperature, time, velocity, pressure and atmosphere. The sintering process, sintering and hot forming (S-HP) and hot pressing assisted field (FAHP) were used. The materials obtained after the consolidation processes were evaluated for density, hardness, formation of other phases and oxidation. These properties were evaluated by optical microscopy, scanning electron microscopy, vickers hardness, density, semiquantitative analysis (EDS) and X-ray diffraction. The results showed that the process FAHP is effective in consolidating the iron aluminides and nickel, for resulted in greater densification and therefore a good hardness confirming other studies using similar processes. The other cases in this study had less impressive results when compared to process FAHP, but compared to other references are considered suitable.

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LISTA DE FIGURAS

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Figura 17 - Seção transversal do conjunto de câmara a vácuo hidraulicamente ativado, com

matriz de grafite, aquecido por indução. ... 47

Figura 18 - Diagrama esquemático do processo FAST. ... 49

Figura 19 – Etapas de obtenção dos aluminetos até o produto final. ... 52

Figura 20 - Moinho atritor modelo HD 01. ... 53

Figura 21 - a) Forno Tubular TE-1700, b) barca com Corpos de Prova. ... 55

Figura 22 - Matriz bipartida lubrificada. a) punção superior; b) matriz esquerda; c) matriz direita; d) pré-forma; e) amostra pronta; f) punção inferior. ... 56

Figura 23 - a) Forno circular resistivo colocado na máquina de ensaio, b) conformação sendo realizada. ... 57

Figura 24 - a) componente com o pó dentro da matriz, b) o aparato acoplado ao equipamento Gleeble 3800 pronto para ser consolidado e c) o equipamento em funcionamento. ... 58

Figura 25 - Fotografia da navícula com alumineto Fe3Al após tratamento térmico de recozimento. ... 59

Figura 26 - Fluxograma das etapas de caracterização e análise dos materiais. ... 61

Figura 27 - a) e b) Tamanho médio de partículas obtido no MEV para os aluminetos de ferro e níquel respectivamente após moagem de 20 h e tratamento térmico de 1000°C/30 min e 2 h, c) tamanho médio de partículas no analisador de granulometria a laser para o alumineto de ferro após moagem de 20 h e tratamento térmico de 1000°C/2 h. ... 62

Figura 28 - a) Tamanho de partículas do alumineto ferro após moagem 20 h, no analisador de partículas a laser e b) tamanho de partículas do alumineto ferro após tratamento térmico de recozimento de 2 h, no analisador de partículas a laser... 64

Figura 29 - a), b) e c) - BSE o alumineto ferro após moagem 20, h, d), e) e f) - BSE tratamento térmico de recozimento 1000°C/30 min, g), h) e i) - BSE tratamento térmico de recozimento 1000°C/2 h. ... 66

Figura 30 - a), b) e c) - BSE o alumineto niquel após moagem 20 h, d), e) e f) - BSE tratamento térmico de recozimento 1000°C/30 min, g), h) e i) – BSE tratamento térmico de recozimento 1000°C/2 h. ... 67

Figura 31 - Difratograma de raios – X do alumineto de ferro. ... 69

Figura 32 - Difratograma de raios – X do alumineto de níquel. ... 70

Figura 33 - Densidade do alumineto de ferro por processos de consolidação diferentes. ... 72

Figura 34 - Densidade do alumineto de níquel por processos de consolidação diferentes. ... 72

Figura 35 - Microdureza do alumineto de ferro em diferentes processos de consolidação... 73

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Figura 37 - Análise semiquantitativas do alumineto de ferro após os processos de consolidação. ... 75 Figura 38 - Análise semiquantitativa do alumineto de níquel após os processos de consolidação. ... 76 Figura 39 - a), b) e c) Micrografias em microscópio eletrônico de varredura do alumineto ferro pelo processo de consolidação S-F- HP/A1000°C. ... 77 Figura 40 - a), b) e c) Micrografias em microscópio eletrônico de varredura do alumineto ferro pelo processo de consolidação F-HP/A900°C. ... 78 Figura 41- a), b) e c) Micrografias em microscópio eletrônico de varredura do alumineto ferro pelo processo de consolidação F – HP/A1100°C. ... 79 Figura 42 - a), b) e c) – BSE Micrografias em microscópio eletrônico de varredura do alumineto ferro pelo processo de consolidação S – F –At. N2/1250°C. ... 80

Figura 43 - a), b) e c) Micrografias em microscópio eletrônico de varredura do alumineto ferro pelo processo de consolidação S.V/1300°C-Fe3Al. ... 81

Figura 44 - a), b) Micrografias em microscópio eletrônico de varredura do alumineto ferro pelo processo de consolidação FAHP/1100°C-Fe3Al. ... 82

Figura 45 - a), b) e c) e d) Micrografias em microscópio eletrônico de varredura do alumineto níquel pelo processo de consolidação S.V/1300°C-Ni3Al. ... 83

Figura 46 - a), b) e c) Micrografias em microscópio eletrônico de varredura do alumineto níquel pelo processo de consolidação FAHP/1100°C-Ni3Al. ... 84

Figura 47 - a) e b) – com ataque nital 2% Micrografias óptica mostrando a distribuição do alumineto de ferro após consolidação S-F-HP/A1000°C. ... 85 Figura 48 - a), b) Micrografias óptica mostrando a distribuição do alumineto de ferro após consolidação F-HP/A900°C. ... 86 Figura 49 - a), b) Micrografias óptica mostrando a distribuição do alumineto de ferro após consolidação F-HP/A1100°C. ... 87 Figura 50 - a) e b) Micrografias óptica mostrando a distribuição do alumineto de ferro após consolidação S.At.N2/1250°C. ... 87 Figura 51 - a) e b) Micrografias óptica mostrando a distribuição do alumineto de ferro após consolidação S.V/1300°C-Fe3Al. ... 88

Figura 52 - a) e b) Micrografias óptica mostrando a distribuição do alumineto de ferro após consolidação FAHP/1100°C-Fe3Al. ... 89

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Figura 54 - Difratograma de raios – X do alumineto de ferro após a consolidação FAHP/1100°C-Fe3Al. ... 91

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LISTA DE TABELAS

Tabela 1 – Propriedades dos aluminetos de níquel e ferro. ... 23

Tabela 2 – Comparação entre os tipos de moinhos. ... 38

Tabela 3 – Especificações do pó de alumínio 101... 51

Tabela 4 – Especificações do pó de níquel 123. ... 51

Tabela – 5 a) Alumineto após moagem de 20 h. ... 64

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LISTA DE SÍMBOLOS

HP – Prensagem a quente (Hot – Pressing)

FAHP – Prensagem a Quente Assistida por Campo (Field Assisted Hot Pressing)

MA – Moagem de alta energia

Tc °C – Temperatura crítica ou Currie

Tf °C – Temperatura de fusão

ρ– densidade У‟ – alfa linha

PCA – Agente controlador de processo

HIP – Prensagem isostática a quente (Hot Isostatic Pressing)

FEG - Campo de emissão gama (Field Emission Gama)

FAST – Técnica de sinterização assistida por campo elétrico (Electric Field-Assisted

Sintering Technique)

S.F-HP/1000°C – Processo de consolidação com sinterização e conformação a quente do Fe3Al

F-HP/A900°C – Conformação a quente da pré forma do Fe3Al

S.V/1300°C – Sinterização atmosfera vácuo a 1300°C

S.At.N2/1250°C – Sinterização atmosfera nitrogênio a 1250°C

FAHP/1100°C - Prensagem a Quente Assistida por Campo a 1100°C SPS - Sinterização por Plasma (Spark Plasma Sintering)

m – metros (comprimento)

µm – micrometros (10-6 m – comprimento) % – porcentagem

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GPa – gigapascal (109 N/m2 – pressão)

g/cm3 – gramas por centímetro cúbico (massa específica)

oC graus Celsius (temperatura)

rpm – rotação por minuto (velocidade angular) BAR – kgf/cm2 (pressão)

mm – milímetros (10-3 m – comprimento) min. – minuto (tempo)

mm/min. – milímetros por minuto (velocidade de deformação) K/min – graus Kelvin por minuto (taxa de aquecimento) θ– graus (comprimento angular)

W/g – Watts por gramas (potência por massa) N – Newton (força)

dl/μm– taxa de variação de comprimento

HV0,025 – dureza Vickers com carga de 25 gramas (pressão)

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SUMÁRIO

1INTRODUÇÃO ... 19

1.1 OBJETIVO GERAL ... 20

1.1.1 Objetivos Específicos ... 20

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ... 21

2.1 ALUMINETOS ... 21

2.1.1 Aluminetos de Ferro ... 21

2.1.1.1 Aplicações e Propriedades Estruturais dos Aluminetos de FeAl e Fe3Al ... 24

2.1.2 Aluminetos de Níquel ... 26

2.1.2.1 Aplicações e Propriedades Estruturais dos Aluminetos de NiAl e Ni3Al ... 28

2.3 METALURGIA DO PÓ ... 29

2.4 MOAGEM DE ALTA ENERGIA ... 34

2.4.1 Tipos de Moinhos ... 38

2.4.1.1 Moinho Atritor ... 39

2.4.1.2 Moinho Planetário ... 40

2.4.1.3 Moinho Spex ... 41

2.4.2 Variáveis de Processo ... 42

2.4.2.1 Agente Controlador de Processo – PCA ... 42

2.4.2.2 Razão Bolas/Carga ... 42

2.4.2.3 Atmosfera de Moagem ... 43

2.4.2.4 Tempo de Moagem ... 43

2.4.2.5 Velocidade de Moagem ... 43

2.5 CONSOLIDAÇÃO ... 44

2.5.1 Sinterização ... 45

2.5.2 Prensagem Uniaxial a Quente (Hot Pressing – HP)... 46

2.5.3 Sinterização por Plasma (Spark Plasma Sintering – SPS) ... 48

2.5.4 Prensagem a Quente Assistida por Campo (Field Assisted Hot Pressing – FAHP) ... 49

3 MATERIAIS E MÉTODOS ... 51

3.1 PÓS CONTITUINTES ... 51

3.3.1 Ensaio de Distribuição Granulométrica ... 51

(18)

3.2.1 Síntese dos Aluminetos – Moagem ... 52

3.2.2 Ensaio de Distribuição Granulométrica ... 53

3.2.3 Obtenção dos Corpos de Prova ... 54

3.2.3.1 Sinterização ... 55

3.2.3.2 Prensagem a Quente (HP) ... 56

3.2.3.3 Prensagem a Quente Assistida por Campo (Field Assisted Hot Pressing – FAHP) .... 57

3.3 CARACTERIZAÇÃO DOS ALUMINETOS ... 58

3.3.1 Caracterização Morfológica dos Pós ... 58

3.3.2 Difração de Raio-X ... 59

3.3.3 Microscopia Eletrônica de Varredura ... 59

3.3.4 Microscopia Óptica... 60

3.3.5 Microdureza ... 60

3.3.6 Densidade ... 60

4 ANÁLISE E DISCUSSÕES DE RESULTADOS ... 61

4.1 CARACTERIZAÇÃO DOS ALUMINETOS DE FERRO E NÍQUEL ... 62

4.1.1 Difração de Raio-X ... 68

4.2 CONSOLIDAÇÃO DOS ALUMINETOS ... 71

4.2.1 Densidade ... 71

4.2.2 Microdureza ... 73

4.2.3 Análise Semiquantitativa e Oxidação ... 74

4.2.4 Análise Microestrutural ... 76

4.2.5 Difração de Raio-X ... 91

5 CONCLUSÕES ... 93

6 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ... 94

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1 INTRODUÇÃO

Os compostos intermetálicos a base de Fe, Ni e Al nas últimas décadas estão recebendo grande atenção dos especialistas de materiais devido seu poder de aplicação estrutural em temperaturas elevadas (KUBASKI, 2010). Acompanhando às superligas vários trabalhos estão sendo desenvolvidos. Estes estão direcionados a aplicações que abrangem desde a indústria aeronáutica até a de transformação energética (COUTO, 1998).

Os principais atrativos desses intermetálicos são elevada temperatura de fusão e baixa densidade comparado com as superligas. Porém esses compostos podem apresentar baixa tenacidade e ductilidade que podem prejudicar o desempenho mecânico destes materiais. Esta deficiência tem sido a força motriz para o desenvolvimento de pesquisa na área.

Para conseguir melhorar essas propriedades desenvolveram-se técnicas de processamento desses intermetálicos. A moagem de alta energia mostrou-se uma técnica capaz de induzir a desordem das redes, juntamente com a redução no tamanho do grão dos intermetálicos, ou seja, contribuindo para obtenção de grãos em escala nanométrica (KUBASKI, 2010).

Os aluminetos de ferro e níquel começaram a destacar-se devido ao descobrimento das técnicas de solidificação mais apuradas. Seu uso resultou em melhorias na ductilidade e tenacidade à temperatura ambiente. Para justificar esta melhoria deve-se lembrar que a fragilidade dos intermetálicos em temperatura ambiente é proveniente da baixa movimentação das discordâncias em um retículo ordenado. A melhoria na ductilidade e tenacidade a partir de técnicas de solidificação rápida é justificada pela introdução de desordem nas discordâncias. Com a solidificação rápida é possível também ter uma melhor homogeneidade, juntamente com tamanhos de grãos menores, obtendo-se assim, ductilidade e tenacidade melhoradas (BOSE, 1995).

Avaliando tecnologias de fabricação de intermetálicos em estado sólido, associados à síntese e consolidação, a que tem um melhor resultado é a moagem de alta energia (MA). Neste a mistura inicial dos constituintes é mais eficiente, e a formação dos compostos mais homogênea. Esta homogeneidade é proveniente do aquecimento do pó durante a moagem, tal como a granulometria mais refinada, corroborando com técnicas de solidificação rápida que procedem através da difusão acentuada em estado sólido (FIAMONCINI, 2008).

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Embora exista uma vasta quantidade de trabalhos utilizando moinhos para moagem de alta energia, existe também uma grande dispersão de resultados, conseqüência da variação de parâmetros de moagem, tais como material do copo e das bolas, diâmetro e quantidade de bolas, proporção bola/pó/volume do copo, além da utilização de moinhos conceitualmente diferentes (ROCHA et al., 2000).

Estudos sobre consolidação dos intermetálicos vêm sendo relatados nos últimos tempos. Nestes estudos são verificadas as técnicas de consolidação, quanto às propriedades mecânicas e microestruturais. (BARRIOCANAL et al., 2006; WANG et al., 2009; WANG et al., 2011). Pesquisas concluíram que o tamanho de grão resultante na compactação é dependente de variáveis de processamento, especialmente da temperatura. A alta temperatura é necessária para a consolidação de pós em materiais a granel, ou seja, para remover toda a porosidade e obter uma boa adesão inter-partículas. O desafio dos processos de compactação é reter a estrutura nanocristalina. Para conseguir esta propriedade é necessário aplicar altas pressões durante a consolidação (KRASNOWSKI; WITEK; KULIK, 2002; KRASNOWSKI; KULIK, 2007).

1.1 OBJETIVO GERAL

O objetivo principal deste trabalho é determinar as condições para formação do alumineto ferro e níquel no processo de moagem de alta energia e consolidação em processos diferentes. Caracterizar os aluminetos, determinando as propriedades mecânicas e microestruturais.

1.1.1 Objetivos Específicos

 Avaliar a influência do processo de consolidação na densidade, porosidade, dureza e oxidação dos aluminetos de ferro e níquel.

 Comparar e avaliar os métodos de consolidação utilizados.

 Verificar a influência da temperatura e conformação nos aluminetos de ferro e níquel durante e após a consolidação.

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2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

Comparando os intermetálicos com materiais convencionais verifica-se uma grande melhora na ductilidade e também na resistência ao escoamento devido o tamanho de grãos menores (BOHN et al., 1991). Na moagem de alta energia, considerada como uma rota de síntese é possível aprimorar propriedades mecânicas, que além de promover a redução do tamanho de grão, permite a obtenção de materiais nanoestruturados. Porém podem causar o desordenamento da rede cristalina, originando deste modo deformação do material através de deslizamento de discordâncias simples, modificando a estrutura dos cristais para uma simetria regular (KUBASKI et al., 2011). A busca de materiais alternativos leva a pesquisar materiais mais leves, com resistência a temperaturas de trabalho superiores, e com custos de fabricação menores, por esse motivo citam-se os aluminetos.

2.1 ALUMINETOS

Aluminetos compreendem a família de compostos formados pelo alumínio e um ou mais metais (Me), por exemplo, Ni, Fe, Ti, Nb e apresentam a fórmula MexAly (ASM

HANDBOOK, 1992; ESPINOZA, 2002).

Os aluminetos a base de Fe, Ni são conhecidos por sua baixa ductilidade e resistência a fratura a temperatura ambiente (KUBASKI et al., 2011). Estes compostos intermetálicos vêm sendo estudados devido ao comportamento favorável de suas propriedades mecânicas a temperaturas elevadas (KUMAR; SELVARAJAN, 2006).

Como tendem a ser materiais frágeis, estes intermetálicos são muito usados como componentes de reforços em materiais estruturais (ALEMAN; GUTIÉRREZ; URCOLA, 1996).

2.1.1 Aluminetos de Ferro

Com a busca por novos materiais estruturais resistentes a alta temperatura, estimulou-se a investigação dos intermetálicos ordenados dos quais se destacam os aluminetos de ferro (FeAl e Fe3Al) (COUTO, 1998).

(22)

Figura 1 podem ser vistas as relações de fase do sistema binário Fe-Al. As fases de maior interesse deste sistema são: α, FeAl e Fe3Al. O interesse destes sistemas está relacionado à

dificuldade no entendimento do diagrama em composições próximas a estequiometria Fe3Al.

Muitos estudos foram feitos com o intuito de estabelecer o diagrama nesta região. (COUTO, 1998).

Figura 1 - Diagrama de fases Fe – Al.

Fonte: (KATTNER; BURTON, 1998)

Ligas Fe3Al têm características de solução sólida substitucional, ordenadas em baixas

temperaturas e desordenadas em temperaturas elevadas. A utilização de intermetálicos ricos em ferro (FeAl e Fe3Al) é muito empregada devido a boa resistência a corrosão e

propriedades mecânicas. Deste modo, o crescimento preferencial destas fases causa o aumento da tenacidade do material juntamente com a resistência a corrosão (CAPRA; PAREDES, 2006).

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resistência/peso melhor. Alem disso, são materiais potenciais para reduzir o uso de elementos estratégicos (como e o caso do cromo em algumas aplicações).

A Tabela 1 relaciona os aluminetos de ferro, conforme a temperatura crítica de ordenação, temperatura de fusão e outros parâmetros. O Fe3Al em temperaturas mais baixas

perde o ordenamento e, passa por duas estruturas ordenadas (D03 e B2) antes de perder o seu

ordenamento cristalino (BAZZI, 2008). Os aluminetos de ferro (FeAl) formam estruturas cristalinas ordenadas CCC com uma faixa de composição de 25 a 50% em peso de Al. Já o alumineto Fe3Al existe na estrutura cristalina D03 em temperatura (>540 °C) e na estrutura B2

que fica em torno de 540 a 760 °C, porém acima de 760 °C a estrutura se torna desordenada (PALM, 2005).

Tabela 1 – Propriedades dos aluminetos de níquel e ferro.

Liga Estrutura cristalina Tc (°C) Tf (°C) ρ (g/cm3) E (GPa)

Ni3Al L12 (CFC ordenada) 1390 1390 7,50 179

NiAl B2 (ccc ordenada) 1640 1640 5,86 294

Fe3Al D03 (ccc ordenada) 540 1540 6,72 141

B2 (ccc ordenada) 760 1540 ... ...

FeAl B2(ccc ordenada) 1250 1250 5,56 261

Fonte: (LIU; STIEGLER; FROES, 1997)

Em pesquisas anteriores não existia uma causa específica para a fragilidade a baixas temperaturas, mas Palm (2005) verificou em seus estudos que a fragilização dos aluminetos envolve uma reação entre o vapor d‟agua do ar com elementos reativos (alumínio) nos intermetálicos para formar hidrogênio atômico, que penetra no metal e causa a fratura prematura.

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intermetálicos, no entanto, esses materiais são intrinsecamente dúcteis. É importante reconhecer influências na ductilidade que não são intrínsecas ao material (COUTO, 1998).

Como a resistência a esforços mecânicos é influenciada pela ductilidade e, esta é influenciada pelo ambiente, mecanismos de fragilização por hidrogênio são observados em outros intermetálicos ordenados (BAZZI, 2008). No entanto as propriedades mecânicas intrínsecas dos materiais não são influenciadas pelas condições do ambiente de trabalho, mas nos intermetálicos, assim como em outros materiais, a resistência a esforços mecânicos esta diretamente relacionada com a ductilidade.

Os parâmetros de ductilidade são apresentados respectivamente em 17,6% e no máximo 4% para atmosfera úmida, confirmando que o vapor d‟água encontrado no ar é um agente fragilizante (BANOVIC et al., 1999).

2.1.1.1 Aplicações e Propriedades Estruturais dos Aluminetos FeAl e Fe3Al

Aluminetos de ferro foram anteriormente excluídos dos materiais estruturais devido sua fragilidade a temperatura ambiente e resistência limitada a temperaturas elevadas. Atividades de pesquisas e desenvolvimento recentes demonstraram que adequada ductilidade de engenharia (10 a 15%) pode ser alcançada nos aluminetos através do controle de microestrutura e adições de elementos de liga. A liga FeAl contendo em torno 30-40% de alumínio e, microligantes como zircônio em torno (0,01-0,4%) e boro (0,01-0,8%), exibe uma melhora da ductilidade perante temperatura, podendo ser utilizado em aplicações estruturais (SAIGAL; YANG, 2003). As propriedades mecânicas da liga FeAl podem ser melhoradas através de reforço com partículas cerâmicas duras como TiC e TiN. Uma melhora adicional das propriedades mecânicas pode ser alcançada diminuindo o tamanho de grão a escala nanométrica (KRASNOWSKI; KULIK, 2007 a); KRASNOWSKI; KULIK, 2007b)).

As propriedades mecânicas estão sempre vinculadas a alguma grandeza, a densidade possui estreita relação com a temperatura de sinterização e pressão. Com o aumento de temperatura e pressão os materiais tornam-se cada vez mais compactos e conseqüentemente a densidade, dureza e resistência são aumentadas (LI, J.; YIN, Y.; MA, H. 2005).

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densidade e altos pontos de fusão (ASM HANDBOOK, 1993; INTERMETALLIC ALLOY DEVELOPMENT: A PROGRAM EVALUATION, 1997 apud BAZZI, 2008).

Duas das aplicações mais promissoras são: filtros de gás quente para gaseificação de carvão e sistemas de combustão e tubos de queimador radiante. Compósitos FeAl-TiC podem ser um material adequado para aplicações que requerem uma combinação da resistência a corrosão e oxidação de alumineto de ferro e a dureza e resistência ao desgaste do carbeto de titânio. Compósitos FeAl-TiC podem ser uma alternativa para cermets comercialmente disponíveis, como WC/Co ou TiC/Ni (KRASNOWSKI; KULIK, 2007).

Ao considerar o uso de Fe3Al como um material estrutural monolítico, a ductilidade à

temperatura ambiente ainda tem que ser considerada como o ponto crítico embora resultados encorajadores tenham sido obtidos (JOHANSSON et al., 1996). Adição de níquel aumenta a dureza e resistência a tração e melhora a ductilidade do intermetálico Fe3Al (WANG; WOOD,

1995). O intermetálico produzido por moagem de alta energia é dúctil e isso tem sido atribuído a um tamanho de grão muito fino e a boa homogeneidade (FAIR; WOOD, 1994).

As aplicações de aluminetos de ferro são, geralmente, fundamentadas em sua excelente resistência a corrosão em temperatura elevada, em ambientes que destroem aços Fe-Cr-Ni e outras ligas. Conforme a Figura 2, as ligas de alumineto de ferro exibem variação de peso menor, quando comparadas às melhores ligas a base de ferro existentes (incluindo material revestido), quando testadas em um ambiente sulfatante severo a 800 °C (LIU et al., 1997).

Pesquisas com aluminetos de ferro vêm concentrando-se em aprender sobre esses aluminetos, para poder explorar industrialmente como substituto dos aços inoxidáveis, em temperaturas de 500 a 600 °C. Mas uma quantidade significativa de trabalhos considera possíveis aplicações a temperaturas mais altas, da ordem de 1000 °C, onde o excelente comportamento de oxidação e corrosão dos intermetálicos não é prioridade (MORRIS; MUÑOZ – MORRIS, 2007).

(26)

Figura 2 - Comparação do comportamento de corrosão de aluminetos de ferro com aquele de ligas base ferro convencionais Fe-18Cr-6Al (material revestido) e Fe-25Cr-20Ni. Todos os materiais foram expostos a um ambiente sulfatante severo a 800 °C.

Fonte: (LIU; STIEGLER; FROES, 1997)

2.1.2 Aluminetos de Níquel

Os aluminetos de níquel são considerados materiais altamente promissores para aplicações estruturais em altas temperaturas. No diagrama de fases do sistema Ni-Al (MOUSSA; EL – GIZAWY; EL – SHALL, 2007), como mostra a Figura 3 são encontrados dois compostos intermetálicos estáveis, o Ni3Al e o NiAl (TIAN; HAN; NEMOTO, 1999).

O Ni3Al é o intermetálico de maior interesse, por ser um dos mais estudados e

(27)

Conforme diagrama de fase Ni-Al na Figura 3, para uma composição com intervalo de 5 a 12% em peso de alumínio, há a possibilidade de um endurecimento por precipitação, pois o soluto pode ser dissolvido em temperaturas altas, porém com uma intervenção da precipitação de у‟ sob resfriamento e, mediante uma escolha apropriada de temperatura e envelhecimento pode-se controlar a precipitação (COSTA, 1998; FIAMONCINI, 2008).

A fase у‟ tem a fórmula Ni3Al. Este composto possui uma estrutura cúbica de faces

centradas, dos quais os vértices são ocupados por átomos de alumínio e o centro das faces por átomos de níquel. Para estes compostos a ordem atômica permanece até a temperatura de fusão e há um aumento do limite elástico devido ao aumento da temperatura. Decrescendo a temperatura até em torno de 100 °C, o inverso do que ocorre em comparação com grande parte dos metais e ligas (COSTA, 1998; FIAMONCINI, 2008).

Figura 3 - Diagrama de Fases Ni – Al.

Fonte: (MOUSSA; EL – GIZAWY; EL – SHALL, 2007)

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do metal base protegendo o mesmo da agressividade do meio. No entanto o uso dos aluminetos como material estrutural vem de encontro à dificuldade do aumento da ductilidade juntamente com a facilidade de fratura frágil. Porém essa fragilidade pode ser amenizada com a incorporação de macro e micro adições de elementos de ligas que sugerem importante aumento na ductilidade. As macro adições controlam a estrutura cristalina ordenada e também as propriedades do interior do grão, já a micro adição é utilizada como controlador da composição e das estruturas nos contornos de grão (COSTA, 1998).

O reforço de cromo influencia em uma melhor ductilidade do intermetálico Ni3Al em

temperaturas acima de 600 °C, porém quando existe segregação de cromo e boro em forma de boretos, isso pode afetar negativamente a ductilidade do material. Em uma temperatura intermediária após a precipitação dos boretos na liga base (Ni3Al), o material deve ser

mantido acima do valor de temperatura crítica, para manter a influência benéfica do cromo sobre a fase у‟- Ni3Al, ou seja, a uma temperatura em torno de 600 a 800 °C

(BARRIOCANAL et al., 2006; BARRIOCANAL et al., 2007).

Microligantes de Boro causam uma melhora significativa da ductilidade à temperatura ambiente do intermetálico Ni3Al (AOKI; IZUMI, 1979 apud XIE et al., 2009).

2.1.2.1 Aplicações e Propriedades Estruturais dos Aluminetos NiAl e Ni3Al

O intermetálico NiAl tem grande aplicação na área aeroespacial principalmente em palhetas de turbinas de alta pressão. Conforme pesquisas de Darolia (1991), palhetas de turbinas produzidas em NiAl de baixa densidade podem reduzir o peso do rotor da turbina em até 40%. Os intermetálicos a base de Al-Ni ostentam uma alta resistência ao calor para temperaturas acima de 1100 °C, porém mostra baixa tenacidade a fratura, sobretudo a temperatura ambiente (TACIKOWSKI et al., 2006).

Pesquisas feitas recentemente por Xu; Zhang; Huang, (2012) mostraram que a temperatura ideal de sinterização do intermetálico NiAl fica em torno de 1300 °C, pois a essa temperatura é possível conseguir uma densidade relativa em torno de 99,4% e, tamanho de grão em torno 400 nm. Devido ao fortalecimento desses grãos, que ficam ultrafinos, há uma melhora significativa a temperatura ambiente, na ductilidade a compressão.

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As ligas baseadas em Ni3Al aproximam-se das superligas em termos de propriedades,

porém em aplicações para motores de aviões é necessário melhorar ainda mais as propriedades do Ni3Al através da incorporação de segundas fases. Para melhorar as

propriedades mecânicas desses aluminetos trabalha-se no refinamento dos grãos, com objetivo de chegar à escala nanométrica, o qual resulta numa alta dureza e super plasticidade à tração em temperaturas mais baixas (REN et al., 2006).

Alguns dos atributos do intermetálico Ni3Al são resistência a oxidação em atmosferas

carbonetantes a temperaturas até 1000 °C, resistência a fadiga superior a de muitas superligas, resistência a fluência elevada, excelente resistência ao desgaste a temperaturas maiores do que 600 °C, e resistência a corrosão superior devido à formação de filmes de óxido de proteção (DEEVI; SIKKA, 1996; YEH; SUNG, 2004).

Testes no comportamento da oxidação de ligas iniciais de Ni3Al a temperaturas

elevadas revelaram uma baixa ductilidade existente a temperaturas intermediárias (700 a 900 °C). Com base nas propriedades e variáveis de processamento citadas, o Ni3Al tem aplicações

em turbinas a gás, água e vapor devido à excelente resistência a cavitação, erosão e oxidação das ligas; turbo carregadores automotivos de elevada resistência a fadiga e baixa densidade; pistões e válvulas com resistência ao desgaste e capacidade de desenvolver uma barreira térmica por tratamento de oxidação a temperatura elevada; na usinagem resistência a temperatura elevada e resistência ao desgaste desenvolvida através de pré-oxidação; moldes permanentes a habilidade para desenvolver um revestimento de barreira térmica por oxidação a temperatura elevada (LIU et al., 1997)

2.3 METALURGIA DO PÓ

A metalurgia do pó (M/P) é o processo de fabricação de peças que se distingue dos processos metalúrgicos convencionais pelo uso de pós metálicos e não-metálicos como matéria-prima. As peças são obtidas com ausência de fase líquida ou apenas presença parcial, com possibilidade de produção na forma definitiva com tolerâncias muito estreitas.

A M/P tem apresentado um grande desenvolvimento em termos de tecnologia de produção, sendo uma das poucas áreas da metalurgia em contínuo crescimento nos últimos anos (BREITENBACH, 2011).

(30)

outras técnicas e por um custo menor, devido principalmente à economia de matéria-prima, operações e uso de energia. E também, porque existem materiais que podem somente ser obtidos a partir de consolidação de pós, tais como ligas refratárias (ligas de W e Mo); materiais porosos sinterizados (filtros metálicos, mancais auto-lubrificantes, catalisadores); e compósitos particulados (metal duro, pastilhas de freio e embreagem e certos contatos elétricos e filamentos (ZAPATA, 1986; BREITENBACH, 2011).

Figura 4 – Conjunto de peças de geometrias complexas: acionadores, catracas, válvulas, juntas e outras, obtidas por compactação axial em matriz.

Fonte: (KLEIN, 2012)

A metalurgia do pó é um processo utilizado em milhares de produtos e nos mais variados mercados, desde bens de consumo até equipamentos voltados à área médica. Na indústria automobilística a metalurgia do pó vem se destacando cada vez mais pela complexidade das peças produzidas.

(31)

Figura 5 - Peças sinterizadas utilizadas na indústria automobilística.

Fonte: (GRUPO SETORIAL DE METALURGIA DO PÓ, 2012)

Para a obtenção do pó metálico, existem formas fundamentais, as quais são divididas em processos mecânicos e químicos. Dentre os processos mecânicos destacam-se a atomização e a moagem. Geralmente quando a obtenção é por atomização, há uma produção maior de pós, sendo mais utilizada na indústria (ZANATA, 2007).

As mais importantes características dos pós obtidos no processo de atomização incluem o tamanho médio de partícula, a distribuição de tamanho, a forma, a microestrutura e a composição química. Estas características são fundamentais para definir as propriedades subseqüentes, como densidade aparente, compactabilidade, tenacidade e dureza. Há vários processos de atomização, dos quais se pode destacar: a atomização a gás, a água, a eletrodo rotativo, a vácuo, a disco rotativo, centrífuga, solidificação rápida e ultra-rápida (KLAR; FESCO, 1990; SALGADO, 2002).

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Figura 6 - Representação esquemática do atomizador de pós metálicos.

Fonte: (KLEIN, 2012)

Os pós atomizados podem ser misturados em moinhos de esfera convencional, que pode ser configurado como: um tambor rotativo horizontal ou em forma de cone parcialmente preenchido com esferas de aço, conforme Figura 7.

No processo de moagem as esferas são arrastadas conforme o giro, caindo pela ação da gravidade sobre a composição que se deseja misturar ou moer. A taxa de moagem aumenta com a velocidade de rotação. No entanto, em altas velocidades, a força centrífuga que atua sobre as esferas pode exceder a força de gravidade e as esferas ficam fixas às paredes, interrompendo a moagem.

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Figura 7 - Moinhos convencionais em escala de produção industrial e o esquema de funcionamento. Instalação na Inco Alloys International.

Fonte: (SURYANARAYANA, 2001)

Segundo Suryanarayana (2001), para nomenclatura de moagem, dois diferentes termos são comumente usados na literatura para descrever o processamento de partículas em moinhos de alta energia.

Síntese Mecânica (Mechanical Alloying – MA) este processo é nomeado quando uma

mistura de pós (de diferentes metais ou ligas/compostos) são moídos juntos. Neste processo há a transferência de massa para obtenção de uma liga homogênea.

Moagem mecânica (Mechanical Milling) – quando a transferência de material para a

homogeneização não é requisito na moagem de uma composição de pós uniforme (freqüentemente estequiométrica), tais como metais puros, intermetálicos ou pré-ligas.

Existem outras técnicas que apesar de terem nome diverso à Moagem de Alta Energia, essencialmente são processos de moagem com esferas. A Reação por Moagem (Reaction

Milling) conhecida também por Síntese por Reação Direta (Direct Reaction Synthesis – DRS),

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Annealing – M2A), Mistura Mecânica Dupla (Double Mechanical Alloying – dMA) e Ativação

Mecânica de Síntese Auto-Propagante em Alta Temperatura (Mechanically Activated

Self-Propagating High-Temperature Synthesis - MASHS) (SURYANARAYANA, 2001).

Na produção de intermetálicos, várias técnicas de processamento podem ser utilizadas, mas a mais freqüente pela facilidade do processo é a moagem de alta energia.

Esta técnica é uma importante rota de fabricação que foi reconhecida a partir do trabalho de John Benjamin e seus colegas da Companhia Internacional de Níquel (INCO) por volta de 1966, que tinham o objetivo de produzir uma liga a base de níquel endurecida por dispersão de óxidos (SURYANARAYANA, 2001).

2.4 MOAGEM DE ALTA ENERGIA

A técnica de moagem de alta energia é um processo a seco de moagem de alta energia para a produção de pós metálicos, compostos e cerâmicos com uma microestrutura fina e homogênea. Em geral, o material de partida pode ser uma mistura de pós puros elementares, pré-ligas e/ou intermetálicos cristalinos. O processo de moagem de alta energia deforma repetidamente, fratura e solda a frio as partículas de pós “retidas” entre as bolas e o moinho (COSTA, 1998). Na moagem de materiais dúcteis as partículas de pó tendem a soldar a frio, promovendo uma baixa eficiência no processo. Neste caso, ao invés de usar um moinho convencional são escolhidas diferentes configurações, sendo o moinho atritor e o moinho planetário as mais utilizadas, possibilitando o processo de moagem em três diferentes configurações: sistemas dúctil-dúctil, dúctil-frágil e frágil-frágil (BREITENBACH, 2011).

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homogeneidade química, formando solução sólida (SURYANARAYANA, 2001; ESPINOZA, 2002).

Figura 8 - Os estágios na evolução da moagem no sistema dúctil-frágil.

Fonte: (SURYANARAYANA, 2001)

Figura 9 - Micrografia eletrônica de transmissão mostrando uma dispersão uniforme de partículas de Er2O3 em

uma matriz de liga de alumineto α2-titânio mecanicamente moída, no estado de equilíbrio.

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No sistema dúctil-dúctil, outros estágios são observados, representados nas Figura 10 e 11. Conforme Suryanarayana (2001), esta é a combinação ideal dos materiais para moagem de alta energia. Primeiro, ocorre a deformação das partículas dúcteis, que passam de forma equiaxial para a forma planificada. No estágio seguinte, o mecanismo de soldagem é predominante, causando a formação de partículas equiaxiais. Quando alcança o estágio de equilíbrio, a partícula formada apresenta orientações diferentes dos contornos entre as partículas soldadas e uma microestrutura refinada. No estágio de equilíbrio, ocorre o processo de ligação devido à diminuição da distância de difusão (espaço interlamelar), a densidade de defeitos aumenta na rede. Com a continuação do processo de moagem a ligação ocorre a níveis atômicos resultando em formação de solução sólida, formação de intermetálicos ou fases amorfas. O espaçamento entre camadas torna-se tão fino que desaparece (SURYANARAYANA, 2001; FOGAGNOLO et al., 2003).

Figura 10 - Mudanças dos estágios de moagem do sistema dúctil-dúctil.

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Figura 11 - Micrografia eletrônica de varredura retratando a estrutura lamelar obtido durante moagem de um sistema de componente dúctil-dúctil (Ag-Cu).

Fonte: (SURYANARAYANA, 2001)

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Figura 12 - Micrografia eletrônica de varredura mostrando que as partículas de silício mais frágeis estão incorporadas em uma matriz de germânio menos frágil apos ligar mecanicamente a mistura de pó Si-Ge por 12 h.

Fonte: (SURYANARAYANA, 2001)

2.4.1 Tipos de Moinhos

Diferentes tipos de equipamentos de moagem podem ser usados na moagem de alta energia (MA). Os moinhos diferem na capacidade volumétrica, velocidade de operação e na capacidade de controlar a operação, variando a temperatura de moagem e minimizando a contaminação da mistura dos pós de partida. Cada moinho possui uma capacidade de moagem distinta, conforme mostrado na Tabela 2.

Tabela 2 – Comparação entre os tipos de moinhos.

Moinho Capacidade impacto (W/g) Energia do Velocidade das esferas (m/s) Uso

Planetário < 1000g 0 – 1,604 < 11,24 Laboratório Atritor 0,5 – 100 kg < 0,001 < 0,8

Laboratório Industrial Vibratório

(SPEX) < 40g < 0,24 < 3,9 Laboratório

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2.4.1.1 Moinho Atritor

O moinho atritor é composto de uma cuba com um impulsor inserido na cuba, Figura 13. Este impulsor é constituído por pás distantes progressivamente na altura, formando um ângulo reto entre elas. As pás são ligadas ao eixo e este está conectado diretamente no motor que gera o movimento de rotação. A ação do impulsor sobre as esferas é a fonte de interação das esferas com o pó, com aplicação de grande energia. Para evitar grande aquecimento do pó, a cuba normalmente é refrigerada com água. Também pode ser feito o controle da atmosfera, pela substituição da atmosfera normal por injeção de gás inerte (Argônio, Hélio) (SURYANARAYANA, 2001).

Figura 13 - Seqüência do processo de moagem de alta energia de pós em um moinho de alta energia.

Fonte: (SCHELLENG, 1983; ESPINOZA, 2002)

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solutos, podendo acelerar o processo pelo excesso de defeitos pontuais e de rede gerados durante a moagem. Esse processo pode da mesma forma que o processo de solidificação rápida, ultrapassar as barreiras impostas por processos convencionais de solidificação, como o limite de elementos solúveis em estado sólido (ao serem ultrapassados, esses limites resultariam em uma estrutura anisotrópica devido às segregações) (COSTA, 1998).

Nos moinhos atritores a carga de pó pode variar de (0,1 a 40 Kg). A velocidade de moagem média é de 0,5 m/s (100 a 700 rpm) e a energia de moagem é menor do que a de um moinho excêntrico. As razões de carga esfera/pó podem atingir a proporção de 30:1, e normalmente são usadas esferas de um único diâmetro (SURYANARAYANA, 2001).

2.4.1.2 Moinho Planetário

A Figura 14 demonstra um corte esquemático da cuba de um moinho planetário. O movimento das esferas é diferente do que ocorre no moinho atritor. A velocidade de rotação da plataforma que sustenta as cubas posicionadas excentricamente ao eixo de rotação é normalmente menor (0 a 400 rpm). A razão de carga esfera/pó também é menor e comumente usam-se esferas de diâmetros diferentes (SURYANARAYANA, 2001).

Figura 14 - Seção horizontal da cuba de um moinho planetário. Em destaque a trajetória das esferas

(41)

2.4.1.3 Moinho Spex

Além dos dois moinhos descritos, outro tipo de moinho com uma configuração do tipo

Shaker (agitador) é comumente usado para investigações laboratoriais e desenvolvimento de

ligas. Este moinho é conhecido pelo nome SPEX, nome este derivado do fabricante. Um exemplo do mesmo é mostrado na Figura 15. A quantidade de massa de pó é pequena, cerca de 10 a 20 gramas a cada moagem. Estes moinhos são comumente equipados de fábrica com um frasco, onde será moída a amostra e esferas de moagem.

O frasco é fixado por um grampo e o movimento deste é combinado por um vai e vem e movimentos laterais, de modo que o frasco parece estar descrevendo a trajetória do símbolo infinito (símbolo presente no canto esquerdo inferior do produto). Devido à amplitude (cerca de 5 cm) e velocidade (cerca de 1200 rpm) do movimento do frasco, as velocidades da esferas são altas (na ordem de 5 m/s) e conseqüentemente, a força do impacto da esfera é extraordinariamente grande. Portanto, esses moinhos podem ser considerados como de extra alta energia. Os materiais disponíveis para o frasco e esferas são aço temperado, alumina, carbeto de tungstênio, zircônia, aço inoxidável, nitretos de silício e ágata, dentre outros (SURYANARAYANA, 2001).

Figura 15 - a) Moinho Spex 8000 montado e b) frasco revestido e esferas de carbeto de tungstênio, vedação e tampa.

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2.4.2 Variáveis de Processo

A moagem de alta energia envolve a otimização de um grande número de variáveis para obter a fase, dispersão e microestrutura do produto final. As variáveis do processo são independentes, podendo atuar simultaneamente e o efeito de cada uma delas durante o processamento é influenciado pelas outras (SURYANARAYANA, 2001).

2.4.2.1 Agente Controlador de Processo – PCA

Com algumas matérias-primas, sobretudo quando os precursores são muito dúcteis, ha um predomínio claro da soldagem sobre a fratura, conglomerando-se os pós. Para dificultar a soldagem, pode diminuir-se a superfície de contato natural com o uso de um agente controlador do processo. A incorporação desses agentes controladores pode produzir mudanças na composição, pureza, tamanho e forma da partícula e em todas as propriedades magnéticas, químicas, térmicas ou estruturais dos pós ligados mecanicamente, podendo resultar materiais com novas propriedades tecnológicas (COSTA, 1998).

Na moagem de alta energia, a energia envolvida é muito alta, então a soldagem a frio das partículas geralmente é excessiva e de modo geral indesejada, por este motivo é adicionado um agente controlador de processo (PCA –Process Control Agent). O PCA ajuda

na moagem, evitando que os pós envolvidos grudem nas paredes do copo de moagem e/ou forme aglomerados. Segundo Suryanarayana (2001) a natureza e quantidade de PCA utilizado durante a moagem determinam o tamanho da partícula do pó e o seu rendimento. A quantidade pode variar de 1 a 2% em peso. Na maioria das vezes os PCAs são compostos orgânicos que adsorvem na superfície do metal e impedem o contato agressivo entre metal-metal (KLEINER et al., 2004; SILVA, 2012).

Os PCAs mais utilizados com alumínio são: ácido esteárico, metanol, polietileno glicol e ceras (NAVAS, 1999; SILVA, 2012).

2.4.2.2 Razão Bolas/Carga

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até 220:1(SURYANARAYANA, 2001). Contudo a mais utilizada é a condição 20:1(COSTA, 1998; NAVAS, 1999).

2.4.2.3 Atmosfera de Moagem

A atmosfera de moagem tem como principal efeito a prevenção contra contaminação e oxidação do material. Por este motivo o material é moído geralmente em atmosfera com gás inerte como argônio, hélio (SURYANARAYANA, 2001). Na maioria dos casos emprega-se gás argônio, pois este apresenta elevada pureza, sendo ideal para trabalhar com alumínio. Porém pode-se trabalhar com outros gases, tais como hélio e nitrogênio (HASHIMOTO; ABE; SUN, 2000; ESPINOZA, 2002). Entretanto com o gás nitrogênio, ocorre uma instabilidade, o que faz com que haja uma tendência a reações com a maioria dos materiais elementares e compostos, formando nitretos que são considerados em sua grande maioria como fonte de contaminação (SURYANARAYANA, 2001). Quando se tem uma superfície não oxidada e/ou limpa, haverá uma reatividade que facilita o processo de soldagem, resultando em melhores partículas (FOGAGNOLO, 2000; ESPINOZA, 2002).

2.4.2.4 Tempo de Moagem

O tempo de moagem é considerado um dos parâmetros mais importantes no processo de moagem. Normalmente esse tempo é definido de modo a atingir um estado de equilíbrio entre a fratura e a soldagem a frio das partículas de pó. O tempo de moagem é dependente do tipo de moinho usado, intensidade de moagem, relação bolas/pó e temperatura de moagem.

A definição dos tempos é de acordo com estes parâmetros citados e para cada sistema de pós em particular. Mas deve-se ficar atento, pois o nível de contaminação aumenta e algumas fases indesejáveis podem se formar quando os tempos extrapolam o necessário (SURYANARAYANA, 2001; ESPINOZA, 2002).

2.3.2.5 Velocidade de Moagem

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Outra limitação quanto à velocidade de rotação máxima que um moinho pode atingir é que, em velocidades muito altas, a temperatura no interior do recipiente pode alcançar valores muito elevados. Em alguns casos onde a difusão é requerida para promover a homogeneização e/ou formação de liga entre os pós isto pode ser benéfico. Porém em outros casos, este aumento na temperatura pode ser indesejável, devido ao aceleramento dos processos de transformação durante a moagem, resultando na decomposição de soluções sólidas supersaturadas ou outras fases metaestáveis. Altas temperaturas geradas também podem promover a contaminação dos pós. A temperatura máxima alcançada é diferente para diferentes tipos de moinhos e seus valores são amplamente variados (SURYANARAYANA, 2001; TORRES, 2009).

2.5 CONSOLIDAÇÃO

O desenvolvimento de processos de consolidação de ligas nanoestruturadas em pó, visando à obtenção de materiais nanoestruturados de maior volume, é de enorme interesse tecnológico de maneira a preservar toda ou parte de suas propriedades mecânicas especiais (PERES et al., 2010).

É necessária uma temperatura elevada para uma boa consolidação dos pós, para deste modo remover toda a porosidade e obter uma boa ligação das inter-particulas. Um dos maiores desafios dos processos de compactação é reter a estrutura nanocristalina. Para conseguir isso é necessário aplicar uma pressão elevada durante a consolidação. Um dos métodos promissores, onde há a retenção de estrutura nanocristalina devido a um controle de tempo, temperatura, pressão e processamento é a prensagem a quente com alta pressão (KRASNOWSKI; WITEK; KULIK, 2002; KRASNOWSKI; KULIK, 2010).

A consolidação dos pós é feita por meio de aplicação de pressão e calor. Basicamente esta aplicação está dividida nas etapas de compressão em matriz fechada e na sinterização em fornos com atmosfera controlada e/ou vácuo (BREITENBACH, 2011).

Existem alguns processos de consolidação onde é usada a compactação e sinterização sobre pressão, mas os considerados mais importantes são: compressão em matriz rígida unidirecional, que pode ser de simples ou duplo efeito; compressão a quente (Hot Pressing – HP); compressão isostática, a frio ou a quente (Hot isostatic Pressing – HIP).

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Figura 16 - Representação esquemática do processo automático de compactação de pós em matriz uniaxial.

Fonte: (GRUPO SETORIAL DE METALURGIA DO PÓ, 2012)

Além dos processos citados, há outros, como compactação explosiva; forjamento de pós, e processos mistos, que misturam dois processos (forjamento/sinterização).

2.5.1 Sinterização

A sinterização é a etapa do processo que consiste em aquecer o compactado „verde‟ a temperaturas inferiores às do ponto de fusão do principal constituinte, em condições controladas de tempo e ambiente. Pela sinterização, as partículas que constituem o compactado ligam-se entre si, formando um corpo mais denso e de maior resistência mecânica. Para sistemas de vários constituintes, a sinterização pode ser realizada a uma temperatura superior à temperatura de fusão do metal de menor ponto de fusão, formando-se neste caso uma fase líquida (CHIAVERINI, 1992).

É um processo de consolidação através de queima (em presença ou não de oxigênio), onde as partículas do pó são unidas havendo a formação de agregados com alta resistência mecânica. Conseqüentemente há a diminuição da porosidade da peça e um aumento na densificação. A ocorrência da sinterização acontece entre ½ a ²/3 da temperatura de fusão, que

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A sinterização pode ser resultado de um escoamento viscoso ou plástico; a difusão atômica pode ocorrer não somente ao longo dos contornos de grão, ou entre as partículas, mas também no interior dos grãos; materiais voláteis evaporam nas superfícies convexas das partículas e se condensam nas superfícies côncavas de outras, devido aos diferenciais pressão-vapor e, a energia superficial do sólido no líquido é maior nas superfícies convexas que nas côncavas. Então a sinterização na fase líquida provoca uma redução na energia superficial (BRAGA; FERREIRA, 2007).

2.5.2 Prensagem Uniaxial a Quente (Hot Pressing – HP)

O emprego de pressão faz com que se obtenha uma densificação melhor dos materiais de difícil sinterização. Então a combinação de temperatura e pressão promove a densificação. A temperatura promove o transporte do material, com a pressão o intensificando, por deslizamento ou deformação plástica das partículas (CONSENTINO, 2006).

A prensagem uniaxial a quente (HP) geralmente usa uma prensa uniaxial com um forno resistivo acoplado. O sistema é protegido por atmosfera inerte na maioria das vezes.

Conforme Chiaverini (1992), além da pressão ser uniaxial, o material é conformado em matriz fechada com a configuração da peça a ser produzida, com aplicação de calor.

Existem várias técnicas de compactação a quente, diferindo os métodos de carregamento do pó ou o pré-compactado na temperatura desejada e no material empregado para a confecção do ferramental. Entretanto as operações de consolidação dos pós seguem as mesmas características das operações convencionais de compactação a frio e sinterização.

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Figura 17 - Seção transversal do conjunto de câmara a vácuo hidraulicamente ativado, com matriz de grafite, aquecido por indução.

Fonte: (ASM HANDBOOK, 1998)

Com compactação a quente é possível obter os seguintes produtos: blocos totalmente densos de ligas de alumínio com geometrias simples, alguns tipos de superligas, peças de titânio e suas ligas, cermets, materiais intermetálicos e cerâmicos, boretos, nitretos e misturas desses compostos empregados em aplicações eletrônicas, metalúrgicas, nucleares e aeroespaciais (CHIAVERINI, 1992).

Na investigação das características da liga nanocristalina Ni3Al fabricada por HP e

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compactados durante esse processo. Além disso, a pressão aplicada leva ao rompimento de camadas de óxido sobre a superfície do pó e, deste modo, para a sua ligação mais eficaz.

A utilização de pressão, durante o processo de sinterização conduz à remoção de grandes porosidades e para a prevenção do crescimento de grãos (NAZARIAN – SAMANI; KAMALI, 2010).

2.5.3 Sinterização por Plasma (Spark Plasma Sintering – SPS)

Essa é uma técnica muito utilizada na sinterização de cerâmicas nanocristalina, porém esta sendo muito utilizada para sinterização de intermetálicos. Este método de sinterização por plasma é similar ao método de prensagem a quente, porém nesse método o pó é prensado uniaxialmente em um molde de grafite e pulsos de voltagem com altas correntes são aplicadas diretamente no molde e no pó (TROMBINI et al., 2008). Esse processo permite a utilização de temperaturas mais baixas e tempos de sinterização menores. O aquecimento do pó é feito pela descarga entre as partículas e pela corrente que passa através do molde de grafite. Com as descargas a superfície das partículas são ativadas e purificadas ocorrendo um fenômeno de auto-aquecimento entre as partículas e deste modo, a transferência de calor e de massa ocorre rapidamente (TOKITA, 2000; TROMBINI et al., 2008).

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2.5.4 Prensagem a Quente Assistida por Campo (Field Assisted Hot Pressing – FAHP)

Na técnica FAHP os processo de SPS e HP ocorrem simultaneamente. Pode ser comparada a técnica FAST, onde a descarga elétrica pulsada com um rápido aquecimento e aplicação de pressão são utilizadas para alcançar uma sinterização rápida. Na Figura 18 é mostrado um diagrama esquemático do processo FAST. O equipamento consiste em um dispositivo mecânico capaz de aplicar pressão uniaxial, com componentes elétricos para aplicar uma corrente pulsada e constante.

Figura 18 - Diagrama esquemático do processo FAST.

Fonte: (ASM HANDBOOK, 1998)

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Quando os pós são condutores o aquecimento acontece por efeito joule, mas para pós não condutores o aquecimento ocorre através da transferência de calor a partir do molde e punções. Neste caso, a matriz e punções são aquecidas através da sua própria resistência (ASM HANDBOOK, 1998).

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3 MATERIAIS E MÉTODOS

3.1 PÓS CONSTITUINTES

Para a formação do alumineto Fe3Al e Ni3Al foram utilizado pós elementares de Fe,

Ni e Al. Nas Tabela 3 e 4 estão descritos as especificações dos pós de alumínio 101 e níquel 123.

Tabela 3 – Especificações do pó de alumínio 101.

Análise granulométrica Análise química

Granulometria (mesh) Tolerância (%) Elemento químico Tolerância (%)

+ 100 0-traços Alumínio (Al) 99,70 min.

100-200 0-0,5 Ferro (Fe) 0,25 máx.

200-325 9-25 Silício (Si) 0,15 máx.

-325 75-90 Outros 0,15 máx.

Fonte: (FIAMONCINI, 2008)

Tabela 4 – Especificações do pó de níquel 123.

Análise granulométrica Análise química

Granulometria (mesh) Tolerância (%) Elemento químico Tolerância (%)

- 420 100 Níquel (Ni) 99,98 min.

Granulometria: 3,5 –4,5 μm Carbono (C) 0,008 máx. Densidade aparente: 1,83 g/cm3 Oxigênio (O) 0,011 máx.

Fonte: (FIAMONCINI, 2008)

O pó de ferro HD177 foi fabricado por atomização e fornecido pela Belgo Brasileira S/A, o diâmetro da partícula está em torno de (ϕm= 97μm).

3.2 OBTENÇÃO DO INTERMETÁLICO E CORPOS DE PROVA

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Figura 19 – Etapas de obtenção dos aluminetos até o produto final.

Fonte: O Autor

3.2.1 Síntese dos Aluminetos – Moagem

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1,5%p de estearato de zinco. As duas misturas foram feitas manualmente assistidas, durante 15 min.

A moagem dos pós elementares foi executada no moinho atritor - modelo HD 01 durante 20 horas e velocidade de 500 rpm, apresentado na Figura 20. O uso destes parâmetros foi baseado em trabalhos anteriores (COSTA, 1998; FIAMONCINI, 2008), e possibilitaram a homogeneização e moagem adequada dos elementos. A ocupação do volume da cuba foi de 45 %, sendo utilizada uma massa de 2 Kg de esferas de aço SAE52100 para cada 100 gramas de pó, portanto uma razão bolas/carga de 20:1. A cuba foi refrigerada com fluxo de água, cerca de 1 litro/min, e após o carregamento do pó foi feita a substituição da atmosfera por meio de injeção de fluxo de argônio com pressão de 3 bar durante aproximadamente 15 min com o moinho ligado na velocidade mínima, próximo a 120 rpm. Após as 20 horas de moagem o moinho foi desligado e o material ficou em descanso por aproximadamente 4 horas, para evitar oxidação do material e uma possível combustão pela ação do oxigênio.

Figura 20 - Moinho atritor modelo HD 01.

Fonte: O Autor

3.2.2 Ensaio de Distribuição Granulométrica

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material o fabricante recomenda a formação da solução com solventes e dispersantes adequados.

Para avaliar o tamanho de partículas utilizou-se também um microscópio eletrônico de varredura (MEV), no qual se mediu o tamanho de partículas do alumineto de níquel e ferro, moído por 20 h, com tratamento térmico de recozimento com temperatura de 1000°C por 30 min e 2 h.

3.2.3 Obtenção dos Corpos de Prova

A obtenção de corpos de prova foi realizada com o uso de uma matriz cilíndrica de 25 mm de diâmetro. A compactação dos pós foi feita pela aplicação de pressão uniaxial a frio. A pressão máxima aplicada depende da finalidade das pré-formas. Os processos de consolidação foram identificados conforme a aplicação do processo e seus parâmetros que são citados:

 Sinterização 1250°C, aquecimento a 1000°C em forno mufla e após conformação a quente a 490°C (S-F-HP/A1000°C);

 Aquecimento em forno mufla a 900°C e após conformação a quente a 490°C (F-HP/A900°C);

 Aquecimento em forno mufla a 1100°C e após conformação a quente a 490°C (F-HP/A1100°C);

 Sinterização em atmosfera de vácuo com temperatura de 1300°C (S.V/1300°C-Fe3Al

e S.V/1300°C-Ni3Al).

A pressão para as pré-formas para consolidação foi de 200 MPa para as amostras utilizando os processos S-F-HP/A1000°C, F-HP/A900°C e F-HP/A1100°C e 600 MPa para os processos S.V/1300°C-Fe3Al e S.V/1300°C-Ni3Al. Foi utilizada a máquina universal de

ensaio EMIC – modelo DL30 KN, sendo a velocidade de compactação 5 mm/min para sinterização e HP. As pré-formas para sinterização e HP têm cerca de 8 mm de altura, cerca

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3.2.3.1 Sinterização

O equipamento utilizado foi um forno tubular modelo – TE-1700. O gás de proteção para criar atmosfera inerte foi o nitrogênio padrão ultra puro. Na Figura 21 está representado o forno e uma barca metálica com corpos de prova. Para evitar contato das peças com a barca, alumina em pó foi utilizada para formar um leito onde os corpos de prova foram inseridos.

Utilizou-se um ciclo, no qual a temperatura usada foi 1250°C com taxa de aquecimento de 10°C/min e um patamar de 60 min. Antes do processo de sinterização foi feito uma purga de 15 min com nitrogênio, e após iniciou-se a sinterização utilizando o nitrogênio como atmosfera protetora.

Figura 21 - a) Forno Tubular TE-1700, b) barca com Corpos de Prova.

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Alguns corpos de prova (amostras S.V/1300°C-Fe3Al e S.V/1300°C-Ni3Al) foram

sinterizados em vácuo utilizando temperatura de 1300°C com taxa de aquecimento 5°C/min, porém usou-se um ciclo de 450°C/15min, 850°C/10min e 1300°C/30min e resfriamento até 30°C.

3.2.3.2 Prensagem a Quente (HP)

As pré-formas sinterizadas e não sinterizadas (amostras S-HP/A1000°C, F-HP/A900°C e F-HP/A1100°C) foram imersas em emulsão de grafite com álcool, e aquecidas no forno mufla até a temperatura de 900°C, 1000°C e 1100ºC por 15 min, após este tempo foram retiradas rapidamente e colocadas dentro da matriz bipartida. O tempo de retirada do forno e início da conformação ficou em torno 30 a 35 segundos.

Esta matriz bipartida composta pelas partes representadas na Figura 22 foi alocada em um forno circular resistivo de câmara aberta e posicionado na máquina EMIC.

Figura 22 - Matriz bipartida lubrificada. a) punção superior; b) matriz esquerda; c) matriz direita; d) pré-forma; e) amostra pronta; f) punção inferior.

Fonte: O Autor

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temperatura de 490 ± 10 oC sendo regulado em 15 min o tempo de patamar para equalizar a temperatura de todo o conjunto montado. Na seqüência fez-se então a compressão com pressão máxima de 550 MPa, velocidade de 50 mm/min e manutenção de tempo com a pressão citada de 15 min. E para finalizar a peça foi retirada do forno e resfriada ao ar livre.

Figura 23 - a) Forno circular resistivo colocado na máquina de ensaio, b) conformação sendo realizada.

Fonte: O Autor

3.2.3.3 Prensagem a Quente Assistida por Campo (Field Assisted Hot Pressing – FAHP)

As amostras (FAHP/1100°C-Fe3Al e FAHP/1100°C-Ni3Al) de pó dos aluminetos de

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alumineto de ferro e níquel e na Figura 24 c) o equipamento fazendo a consolidação. Este procedimento foi feito no centro de pesquisas de Metalurgia do pó da Universidade Carlos III de Madri e Instituto Madrilhenho de Materiais- IMDEA.

Figura 24 - a) componente com o pó dentro da matriz, b) o aparato acoplado ao equipamento Gleeble 3800 pronto para ser consolidado e c) o equipamento em funcionamento.

Fonte: O Autor

3.3 CARACTERIZAÇÃO DOS ALUMINETOS.

Realizou-se um estudo de caracterização dos pós obtidos e das propriedades dos aluminetos consolidados.

3.3.1 Caracterização Morfológica dos Pós.

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