UNIVERSIDADE FEDERAL DE PERNAMBUCO

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1 1 UNIVERSIDADE FEDERAL DE PERNAMBUCO Estudo do Processo de Fabricação de Compósitos de Matriz Metálica da Liga de Alumínio AA6061 por Metalurgia do Pó via Moagem de Alta Energia e Sinterização a Vácuo RECIFE 2012

2 2 MARCIO MARCELO SAMPAIO DE SOUSA Estudo do Processo de Fabricação de Compósitos de Matriz Metálica da Liga de Alumínio AA6061 por Metalurgia do Pó via Moagem de Alta Energia e Sinterização a Vácuo Dissertação submetida à Universidade Federal de Pernambuco para obtenção do título de mestre em engenharia mecânica, área de materiais e fabricação. RECIFE 2012

3 3 Catalogação na fonte Bibliotecária Margareth Malta, CRB-4 / 1198 S725e Sousa, Marcio Marcelo Sampaio de. Estudo do processo de fabricação de compósitos de matriz metálica da liga de alumínio AA6061 por metalurgia do pó via moagem de alta energia e sinterização a vácuo/ Marcio Marcelo Sampaio de Sousa. - Recife: O Autor, folhas, il., gráfs.,tabs. Orientador: Prof.Dr. Oscar Olímpio de Araújo Filho. Dissertação (Mestrado) Universidade Federal de Pernambuco. CTG. Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica, Inclui Referências Bibliográficas. 1. Engenharia Mecânica. 2.Compósitos de matriz metálica da liga de alumínio. 3.Metalurgia do pó. 4. Moagem de alta energia. 5. Reforço particulado.i. Araújo Filho, Oscar Olímpio de. (Orientador).II. Título. UFPE 621CDD (22. ed.) BCTG/

4 ESTUDO DO PROCESSO DE FABRICAÇÃO DE COMPÓSITOS DE MATRIZ METÁLICA DA LIGA DE ALUMÍNIO AA6061 POR METALURGIA DO PÓ VIA MOAGEM DE ALTA ENERGIA E SINTERIZAÇÃO A VÁCUO MARCIO MARCELO SAMPAIO DE SOUSA ESTA DISSERTAÇÃO FOI JULGADA ADEQUADA PARA OBTENÇÃO DO TÍTULO DE MESTRE EM ENGENHARIA MECÂNICA 4 ÁREA DE CONCENTRAÇÃO: MATERIAIS E FABRICAÇÃO APROVADA EM SUA FORMA FINAL PELO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA/CTG/EEP/UFPE Prof. Dr. OSCAR OLÍMPIO DE ARAÚJO FILHO ORIENTADOR/PRESIDENTE Prof. Dr. JORGE RECARTE HENRÍQUEZ GUERRERO COORDENADOR DO PROGRAMA BANCA EXAMINADORA: Prof. Dr. OSCAR OLÍMPIO DE ARAÚJO FILHO (UFPE) Prof. Dr. RICARDO ARTUR SANGUINETTI FERREIRA (UFPE) Prof. Dr. CARLOS COSTA DANTAS (UFPE)

5 À minha esposa Maria Gilda e aos meus filhos Marcelo e Guilherme pelo carinho e paciência dispensados durante a longa jornada acadêmica. 5

6 6 AGRADECIMENTOS A princípio agradeço a Deus por iluminar o meu caminho, concedendo-me força para seguir em frente e serenidade para acalmar o meu espírito nos momentos mais difíceis. Quero registrar aqui os sinceros agradecimentos ao meu orientador Prof. Dr. Oscar Olímpio de Araújo Filho que revelou o caminho certo a ser seguido na escolha do meu tema; e pelo apoio irrestrito, fundamental e necessário para realização do presente trabalho. Ao professor Dr. Severino Leopoldo Urtiga Filho, Coordenador do Departamento de Engenharia Mecânica da UFPE, pelo convívio fraternal e pela liderança perante todas as partes envolvidas na elaboração desse trabalho científico. Ao professor Dr. Tiago Leite Rolim por disponibilizar de forma bastante prestiminosa os equipamentos, as máquinas e ferramentas da Oficina do Departamento de Engenharia Mecânica da UFPE. Aos professores Dr. Ricardo Artur Sanguinetti Ferreira e Dr. Maurílio José dos Santos que efetuaram com dedicação a revisão textual permitindo uma melhor estruturação técnica, outrossim o enquadramento nas normas ABNT vigentes. Aos professores Dr. Cézar Henrique Gonzalez e Dr. Yogendra Prasad Yadava que não mediram esforços como facilitadores no processo de pesquisa. Aos colegas de pós-graduação Everthon Rodrigues de Araújo e Sérvulo Alves pela ajuda e experiência comum compartilhada durante toda jornada de trabalho. Aos demais professores do Departamento de Engenharia Mecânica da UFPE que direta ou indiretamente tornaram possível a elaboração desse trabalho científico. Aos amigos Janaína Cirino e Ivaldo Dantas, do Laboratório de Metalografia da UFPE, sempre dispostos a ajudar na árdua tarefa de preparação metalográfica das amostras. Ao amigo Diniz Ramos do Laboratório de Propriedades Mecânica cuja experiência foi fundamental na realização dos ensaios de dureza. Ao amigo Sérgio Santos do Laboratório de Microscopia Eletrônica de Varredura do Departamento de Física da UFPE pela profícua colaboração na caracterização das amostras.

7 7 RESUMO O presente trabalho tem como escopo processar e fabricar compósitos de matriz metálica da liga de Alumínio AA6061 com reforço particulado de nitreto de silício (Si 3 N 4 ) e nitreto de alumínio (AlN) através de técnicas de Metalurgia do Pó (MP) com o propósito de melhorar as propriedades mecânicas deste material. O estágio atual da indústria exige materiais com propriedades especificas que não podem ser atendidas pelo uso isolado das ligas metálicas, dos materiais cerâmicos e dos materiais poliméricos. É o caso particular das indústrias aeronáutica, aeroespacial e de transporte, que demandam materiais estruturais com baixa densidade, fortes, rígidos, resistentes à abrasão, ao impacto e a corrosão. Essa exigência conduz o pesquisador a investigar os materiais compósitos. A distribuição homogênea da fase de reforço na matriz é um requisito primordial para melhorar as propriedades mecânicas. Nesse contexto, sabe-se que a Metalurgia do Pó (MP) promove uma melhor distribuição do reforço na fase matriz em relação ao processo convencional de fundição, obtendo-se então materiais com melhores propriedades mecânicas notadamente dureza e resistência ao desgaste. Este trabalho investiga especificamente o uso de moagem de alta energia (MAE), seguida de compactação uniaxial a frio e sinterização a vácuo na obtenção de compósitos de matriz metálica da liga de alumínio AA6061 reforçado com nitreto de silício (Si 3 N 4 ) e nitreto de alumínio (AlN). A Metalurgia do Pó (MP) é uma técnica de fabricação de produtos metálicos obtidos por meio de conformação de pó metálico seguido de tratamento de sinterização conferindo propriedades físicas e mecânicas de acordo com as normas MPIF, ASTM, SAE e demais correlacionadas. A moagem de alta energia possibilita a produção de mistura homogênea e pós finos promovendo melhoria na sinterabilidade dos compactados, isso devido ao fato desta moagem promover deformações plásticas nas partículas metálicas e fraturas, levando a um refinamento contínuo dos pós envolvido na moagem. Os resultados de dureza apresentaram-se linearmente crescentes com o aumento da fração de reforço na matriz sendo que o compósito reforçado com nitreto de silício apresentou, no geral, melhor desempenho que o reforçado com nitreto de alumínio. Palavras-chaves: Compósitos de matriz metálica de liga de alumínio, Metalurgia do Pó, Moagem de Alta Energia, Reforço Particulado.

8 8 ABSTRACT This paper has as purpose to process and fabricate metal matrix aluminium alloy AA6061 composites reinforced with particulate silicon nitride (Si 3 N 4 ) and aluminum nitride (AlN) by Powder Metallurgy techniques with proposal of improving the mechanical properties of this material for the present state of modern industry requires materials with very specific properties can t be obtained by using isolated metal alloys, ceramic materials and conventional polymeric materials. It is the particular case of the aeronautics industry, aerospace and transportation that require structural materials with low density, strenght, rigid, resistant to abrasion, impact and corrosion. This demand for materials that combine all these characteristics, leads the researcher to investigate composite materials, in this case composite aluminium alloy reinforced with silicon nitride and aluminium nitride, and that the homogeneous distribution of the mechanical alloying alloyed processed aluminium alloys powders and dispersed reinforcement ceramic phases silicon nitride and aluminium nitride in the matrix is a primary requirement for improving the mechanical properties and achieving those characteristics. In this context, it is known that the Powder Metallurgy allows the production of composite materials with better distribution of the reinforcement phase than that produced by the conventional process. This study specifically investigates the use of high energy ball milling or also called Mechanical Alloying followed by cold uniaxial pressing and vacuum sintering in order to obtain metal matrix aluminum alloy AA6061 composites reinforced with silicon nitride (Si 3 N 4 ) and aluminium nitride (AlN). The Powder Metallurgy or P/M is a technique for manufacturing metal products obtained by forming the metal powders followed by sintering treatment, where the materials is subjected to temperatures below the melting under controlled atmosphere, giving physical and mechanical properties according to MPIF standards, ASTM, SAE, ISO and others correlate to the Powder Metallurgy (P/M). The high energy ball milling or Mechanical Alloying enables the production of homogeneous mixtures and ultrafine powders promoting considerably improved sinterability of the powders due to the fact that this grinding (milling) promote plastic deformation and fracture in metal particles, leading to a continual refinemen to the powders involved in grinding (milling).the high energy ball milling technique used a vibratory type mill SPEX. In this work of research was processed aluminium alloy AA6061 powders with milling time of 01h (one hours) particulate reinforced with 5, 10 and 15% (wt%) silicon nitride and aluminum nitride using the route technique of high energy ball milling. Key-words: Aluminium alloys metal matrix composites, Powder Metallurgy, Mechanical alloying, Particulate reinforcement.

9 9 SUMÁRIO 1 INTRODUÇÃO Justificativa Objetivos REVISÃO BIBLIOGRÁFICA Compósitos Ligas de Alumínio Compósitos de Matriz Metálica de Alumínio Metalurgia do Pó Moagem de alta energia (MAE) Compositos de Matrizes Metálicas de Al por MP Aplicações dos compósitos de matrizes metálicas de Al por MP PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL Materiais Métodos RESULTADOS E DISCUSSÃO Resultados da Caracterização do Pós Recebidos para Pesquisa Resultados obtidos do MEV/EDS dos pós processados por moagem de alta energia (MAE) Resultados obtidos por Difração de Raios-X (DRX) dos pós processados por Moagem de Alta Energia (MAE) Granulometria dos Pós Processados por Moagem de Alta Energia (MAE) Densidade do Compactado Verde e Densificação do Sinterizado Resultados da Microscopia Ótica (MO) dos compósitos reforçados e sinterizados Resultados da Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) e Espectroscopia de Energia Dispersiva de Raios-X das pastilhas do compósito sinterizado a vácuo na temperatura de 500ºC durante 5 horas....87

10 Resultados da Dureza Vickers do compósito reforçado com Nitreto de Silício(Si 3 N 4 ) e Nitreto de Alumínio (AlN) sinterizado a vácuo na temperatura de 500ºC durante 5 horas CONCLUSÕES RECOMENDAÇÕES PARA TRABALHOS FUTUROS REFERÊNCIAS...109

11 11 LISTA DE SIGLAS AA ABAL ASM ASTM CMA CMM Compolab DR EDS EDX HV INCO ITEP JCPDS MA MAE MEV MMC MO MP MPIF PA PCA SAE UFPE USP Aluminum Association Associação Brasileira de Alumínio Aerosospace specificacion Metal American Society for Testing and Materials Compósito de Matriz Metálica de Alumínio Compósito de Matriz Metálica Laboratório de Compósito Difração a Laser Energy Dispersive Spectroscopy Espectroscopia Dispersiva de Raio X Dureza Vickers International Nickel Company Instituto Tecnológico de Pernambuco Joint Commitee for Powder Difraction Mechanical Alloying Moagem de Alta Energia Microscopia ou Microscópio Eletrônico de Varredura Metal Matrix Metallic Microscopia ou Microscópio Ótico Metalurgia do Pó Metal Powder Industries Federation Pro-análise Process Control Agent Society of Automotive Engineers Universidade Federal de Pernambuco Universidade de São Paulo Comprimento de onda (nm)

12 12 LISTA DE FIGURAS Figura 1 - Geometrias usadas em reforços nos compósitos de matriz metálica Figura 2 - Desenho esquemático da sinterização convencional de pós de alumínio Figura 3 - Evolução da morfologia esférica para morfologia equiaxial de uma partícula submetida ao processo de Moagem de Alta Energia (MAE) Figura 4 - Moinho agitador do tipo Spex utilizado em moagem de alta energia Figura 5 - Moinho Pulverisette típico usado em Moagem de Alta Energia equipado com 07 (seis) estações de moagem Figura 6. Moinho atritor típico Figura 7 - Desenho esquemático de uma partícula de pó de alumínio mostrando o filme de óxido que recobre cada partícula Figura 8. Fluxograma de fabricação e caracterização do compósito elaborado Figura 9. Diferença entre Moagem de Alta Energia (MAE) sem e com PCA Figura 10. Balança utilizada na pesagem dos pós de partidas e das pastilhas sinterizadas Figura 11. Moinho do tipo Spex utilizado na moagem de alta energia Figura 12. Mídia de moagem Figura 13 - Sputter Coater do Departamento de Física da UFPE Figura 14 - Microscopio Eletrônico de Varredura (MEV) Figura 15 - Equipamento de Difração a Laser utilizado na pesquisa Figura 16 - Componentes do molde metálico utilizado na compactação uniaxial a frio Figura 17 - Molde (matriz) de compactação na iminência do processo de conformação do pó processado por Moagem de Alta Energia (MAE) Figura 18 - Pastilha de compactado verde obtido no processo de conformação do pó Figura 19 - Forno utilizado (a) e pastilhas do compactado verde no forno (b) Figura 20 - Manômetro indicando o vácuo (a) no interior do forno e as pastilhas já sinterizadas (b) Figura 21 - Máquina de corte de precisão (a) e uma pastilha sinterizada seccionada (b) Figura 22 - Lixadeira utilizada na presente pesquisa (a) e uma amostra embutida e lixada (b) Figura 23 - Politriz utilizada para polimento das amostras sinterizadas Figura 24 - Microscópio ótico utilizado na presente pesquisa

13 13 Figura 25 - Amostra sinterizada sem embutimento no porta amostra do MEV/EDS (a) e amostra embutida (b) Figura 26 - Durômetro utilizado (a) e indentação no compósito sinterizado(b) Figura 27 - Microfotografias obtidas no MEV por meio de elétrons secundários do pó recebido da matriz AA Figura 28 - MEV do reforço cerâmico de nitreto de silício comercial recebido para pesquisa Figura 29 - MEV do reforço cerâmico de nitreto de alumínio recebido para pesquisa Figura 30 - Evolução morfológica do compósito reforçado com Si 3 N 4 nas frações em massa de 5% (a,b), 10% (c, d) e 15% (e, f) submetido a MAE durante 30 minuto (a, c, e) e 60 minutos (b, d, f) de processamento Figura 31 - Deposição de partículas de reforço (Si 3 N 4 ) sobre as partículas do compósito reforçado com 5% (a,b), 10% (c,d) e 15% (e,f) após MAE durante 30 minutos (a,c,e) e 60 minutos (b, d, f) Figura 32 - Mostra a evolução morfológica do compósito reforçado com AlN nas frações em massa de 5% (a,b), 10% (c, d) e 15% (e, f) submetido a MAE durante 30 minuto (a, c, e) e 60 minutos (b, d, f) de processamento Figura 33 - Deposição de partículas de reforço (AlN) sobre as partículas do compósito reforçado com 5% (a,b), 10% (c,d) e 15% (e,f) após MAE durante 30 minutos (a, c,e) e 60 minutos (b, d, f) Figura 34 - Micrografias da matriz AA6061 sem reforço submetida à MAE durante 60 min. compactada e sinterizada a 550ºC. Ataque químico com HF 0,5% durante 80s Figura 35 - Micrografias do compósito reforçado com 5% em massa de nitreto Si 3 N Figura 36 - Micrografias do compósito reforçado com 10% em massa de Si 3 N Figura 37 - Micrografias do compósito reforçado com 15% em massa de Si 3 N Figura 38 - Mostra o compósito reforçado com 5% em massa de nitreto de alumínio (AlN) Figura 39- Micrografias do compósito reforçado com 10% em massa AlN Figura 40 - Micrografias do compósito reforçado com 15% em massa AlN Figura 41- MEV do compósito AA6061 reforçado com 5%de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) Figura 42 - MEV / EDS do compósito AA6061 reforçado com 10% de Si 3 N 4 ) Figura 43 - Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) das pastilhas sinterizadas do compósito AA6061 reforçado com 15% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) Figura 44 - MEV das pastilhas sinterizadas do compósito AA6061 reforçado com 10% de AlN Figura 45 - MEV das pastilhas sinterizadas do compósito AA6061 reforçado com 10% de AlN Figura 46- MEV das pastilhas sinterizadas do compósito AA6061 reforçado com 15% AlN

14 14 LISTA DE GRÁFICOS Gráfico 1 - Ciclo de sinterização da liga de Alumínio AA6061 reforçada Gráfico 2 - Difratograma (DRX) da liga AA6061(sem reforço) Gráfico 3 - Distribuição de tamanho de partículas do pó da liga AA6061 recebida para pesquisa sem reforço Gráfico 4 - Tamanho da partícula da liga de alumínio AA6061 (sem reforço) Gráfico 5 - Espectro da microanálise de EDS da liga AA6061 reforçada 15%Si 3 N 4, processada por MAE durante 30 minutos Gráfico 6 -Espectro da microanálise de EDS da liga AA6061 reforçada 15% de AlN, processada por MAE durante 30 minutos Gráfico 7 - DRX do compósito da Liga AA6061 reforçado com 5% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) (a,b) Gráfico 8 -DRX do compósito da Liga AA6061 reforçado com 10% de Nitreto de Silício (a,b) Gráfico 9 - DRX do compósito da Liga AA6061 reforçado com 15% de Nitreto de Silício (a,b) Gráfico 10 - DRX do compósito da Liga AA6061 reforçado com 5% de Nitreto de Alumínio Gráfico 11 - DRX do compósito da Liga AA6061 reforçado com 10% de Nitreto de Alumínio (AlN) (a,b) Gráfico 12-DRX do compósito da Liga AA6061 reforçado com 15% de Nitreto de Alumínio (AlN) (a,b) Gráfico 13 - AA6061 com reforço de 5% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) processada por Moagem de Alta Energia(MAE) durante o tempo de 30e 60 min. (a,b,c) Gráfico 14 - AA6061 com reforço de 10% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) processada por Moagem de Alta Energia(MAE) durante o tempo de 30e 60 min Gráfico 15 - AA6061 com reforço de 15% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) processada por Moagem de Alta Energia(MAE) durante o tempo de 30e 60 min. (a,b,c) Gráfico 16 - AA6061 com reforço de 5% de Nitreto de Alumínio (AlN) processada por Moagem de Alta Energia (MAE) durante o tempo de 30 e 60 min Gráfico 17 - AA6061 com reforço de 10% de Nitreto de Alumínio (AlN) processada por Moagem de Alta Energia(MAE) durante o tempo de 30e 60 min Gráfico 18 - AA6061 com reforço de 15% de Nitreto de Alumínio (AlN) processada por Moagem de Alta Energia(MAE) durante o tempo de 30e 60 min Gráfico 19 - Densificação do compósito da liga AA6061 reforçada com fração em massa de 5,10 e 15% de Si 3 N Gráfico 20 - Densificação do compósito da liga AA6061 reforçada com fração em massa de 5,10 e 15% de AlN Gráfico 21 - EDS do compósito AA6061 reforçado com 5% de Si 3 N 4.(a,b,c)

15 15 Gráfico 22 EDS do compósito AA6061 reforçado com 10% de Si 3 N 4 (a,b,c) Gráfico 23 - EDS do AA6061 reforçado com 15% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) Gráfico 24- EDS das pastilhas sinterizadas do compósito AA6061 reforçado com 5% de AlN Gráfico 25 EDS das pastilhas sinterizadas do compósito AA6061 reforçado com 10% de AlN (a, b, c) Gráfico 26 - EDS do compósito AA6061 reforçado com 15% de AlN. (a,b,c) Gráfico 27 - Dureza Vickers realizada com carga de 5kg, do compósito da Liga de AA6061 reforçado com Si 3 N 4 e AlN e sinterizado a vácuo durante 5horas a 500º C

16 16 LISTA DE TABELAS Tabela 1 - Composição química da liga de alumínio AA Tabela 2 - Sistema de classificação da The Aluminum Association Inc., associação dos produtores norte-americanos Tabela 3 - Principais elementos de liga presente nas ligas de alumínio Tabela 4 - Distribuição das amostras Tabela 5. Parâmetros de moagem para os pós de partida Tabela 6 - Critérios utilizados na confecção das 18 (dezoito) amostras Tabela 7 - Características geométricas das partes que compõem o molde de compactação Tabela 8 - Densidade do compactado verde processado por Moagem de Alta Energia (MAE) durante 60min da liga AA6061 reforçado com 5,10 e 15% de Si 3 N Tabela 9 - Densificação do compósito sinterizado da liga AA6061 reforçada com fração em massa de 5,10 e 15% de Si 3 N Tabela 10 - Densidade do compactado verde processado por Moagem de Alta Energia (MAE) durante 60min da liga AA6061 reforçado com 5,10 e 15% de Nitreto de Alumínio (AlN) Tabela 11 - Densificação do compósito sinterizado da liga AA6061 reforçada com fração em massa de 5,10 e 15% de AlN... 77

17 1 1 INTRODUÇÃO Muitas aplicações tecnológicas exigem materiais com combinações de propriedades que não são encontradas em materiais poliméricos, cerâmicos e metálicos. Ao invés de desenvolver um novo material que pode ou não ter propriedades desejadas para uma determinada aplicação, modifica-se um material já existente, através da incorporação de outro componente. Sendo assim, para a fabricação de materiais compósitos é necessário combinar as propriedades mecânicas de dois ou mais componentes a fim obter um novo material capaz de apresentar propriedades melhoradas. Hoje os compósitos são produzidos por combinação de materiais com diferentes características físico-químicas e mecânicas e pela utilização de diferentes processos de manufatura. As propriedades mecânicas dos materiais compósitos fazem com que eles sejam empregados em diversos segmentos e atividades que envolvem produtos metalúrgicos. Os componentes que podem compor um material compósito são classificados em dois tipos: matriz e reforço. A matriz dos compósitos preenche os espaços vazios que ficam entre os materiais reforços e mantem-os em suas posições relativas, transmitindo os esforços mecânicos aos reforços, mantendo-os em posição, e contribuindo com alguma ductilidade (em geral pequena) para o compósito. Os materiais de reforço são os que realçam propriedades mecânicas, eletromagnéticas ou químicas do material compósito como um todo, e são os elementos que suportam os esforços no compósito, são em geral de elevadas resistência e rigidez. A resistência será máxima quando as partículas estiverem orientadas com o esforço e mínima na direção perpendicular. O coeficiente de expansão térmica deve ser muito semelhante entre reforço e matriz para que haja boa aderência da matriz à fibra. A técnica de Metalurgia do Pó, usando moagem de alta energia e compactação uniaxial a frio, seguida de sinterização, pode proporcionar resultados satisfatórios na fabricação de matriz metálica de alumínio AA6061, reforçado com Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) e Nitreto de alumínio (AlN). A metalurgia do pó confere três vantagens básicas se comparadas a outras técnicas metalúrgicas, como a fundição por exemplo. A primeira é o custo de produção menor, que compensa o fato de o pó ter o preço superior ao das chapas e das barras metálicas. A segunda é a possibilidade de obter materiais e ligas fora do equilíbrio, que não se poderiam ser produzidas utilizando-se dos processos convencionais como fusão, seguida de lingotamento e conformação a quente. A terceira vantagem básica é que o processo de produção é mais

18 2 simples, mais enxuto, ao ponto de possibilitar a elaboração de componentes novos com melhores propriedades e com menos desperdício de material. A metalurgia do pó possibilita a fabricação de peças metálicas pequenas e de design complexo, como componentes de automóveis, de relógios, de equipamentos médicos, entre outros. Em vez da barra ou chapa, o processo tem início com um pó metálico muito fino. Esse pó é colocado em um molde e depois prensado onde é compactado até adquirir uma forma definitiva chamada de compactado verde. O compactado verde, posteriormente, será submetido à sinterização, em forno apropriado. Um das características da metalurgia do pó reside no fato que ela é realizada na ausência de fase líquida, ou pelo menos, na presença parcial de fase líquida, redundando em economia de energia e consequentemente em redução de custos por peças produzidas. A técnica de metalurgia do pó é antiga na indústria, sendo aplicada pelo menos desde a Segunda Guerra Mundial, mas somente a partir dos anos 60 ganhou força, com a criação de novas máquinas capazes de fazer as peças a partir do pó. No Brasil, no entanto, ela ainda vive uma fase de consolidação, estando presente principalmente na indústria automotiva. Neste trabalho de pesquisa preparou-se compósitos de matriz metálica da liga de alumínio AA6061, com a incorporação de reforços particulados de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) e Nitreto de Alumínio (AlN) na fração mássica de 5, 10 e 15% em peso de cada reforço através de uma técnica de moagem de alta energia (MAE) utilizando-se um moinho vibratório do tipo SPEX, seguido de compactação uniaxial a frio e sinterização a vácuo. Os pós dos compósitos foram caracterizados por difração de raios-x (DRX), Difração a Laser (DL) e Microscópio Eletrônico de Varredura (MEV) equipado com Espectroscopia de Energia Dispersiva de Raios - X (EDS). A caracterização da microestrutura do sinterizado foi realizada por meio de MEV/EDS enquanto que a Dureza Vickers foi avaliada a fim de verificar o quão efetivo foi a incorporação dos reforços na preparação dos compósitos. 1.1 Justicativa O aumento da demanda por materiais compósitos têm estimulado a formação de recursos humanos cada vez mais capacitados e especializados a fim de atingir o desafio de fabricar materiais que apresentem combinações de propriedades que não são encontradas em materiais poliméricos, cerâmicos e metálicos.

19 3 1.2 Objetivos Objetivo Principal O presente trabalho tem como escopo principal processar e fabricar compósitos de matriz metálica da liga de alumínio AA6061 com reforços particulado de nitreto de silício (Si 3 N 4 ) e nitreto de alumínio (AlN) utilizando a técnica de Metalurgia do Pó usando moagem de alta energia e compactação uniaxial a frio seguida de sinterização a fim de obter um novo material que apresente propriedades mecânicas otimizada em relação aos materiais iniciais Objetivos Específicos Estudar a viabilidade técnica da metalurgia do pó como processo de produção para fabricação dos compósitos da liga de alumínio AA6061 reforçado com pó cerâmico de nitreto de silício e de nitreto de alumínio; Verificar melhora nas propriedades mecânicas da liga de alumínio AA6061 reforçada com as diferentes frações em massa dos reforços particulado de Si 3 N 4 e AlN relativamente a liga sem reforço.

20 4 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 2.1 Compósitos Os compósitos são materiais projetados de modo a conjugar características desejáveis de dois ou mais materiais. Um exemplo típico é o compósito de fibra de vidro em matriz polimérica. A fibra de vidro confere resistência mecânica, enquanto a matriz polimérica, na maioria dos casos constituída de resina epoxídica, é responsável pela flexibilidade do compósito. A matriz pode ser polimérica, metálica ou cerâmica. O mesmo vale para o reforço, que pode estar na forma de dispersão de partículas, fibras, bastonetes, lâminas ou plaquetas. Os materiais compósitos são também conhecidos como materiais conjugados ou materiais compostos. A madeira é um material compósito natural, em que a matriz e o reforço são poliméricos. O concreto é outro compósito comum. Neste caso, tanto a matriz como o reforço são materiais cerâmicos. No concreto, a matriz é cimento Portland e o reforço é constituído de 60 a 80% em volume de um agregado fino (areia) e de um agregado grosso chamado de pedregulho. O concreto pode ainda ser reforçado com barras de aço. A grande expansão no desenvolvimento e no uso dos materiais compósitos teve início na década de 70 (PADILHA, 2000). A definição de material compósito é bastante flexível. Este material é caracterizado em geral, por ser heterogêneo contendo pelo menos duas fases distintas, onde uma das fases aparece contínua, sendo então denominada matriz e a outra comumente chamada de reforço, que pode estar na forma de partículas e "whiskers", fibras curtas e fibras contínuas (CHAWLA, 1993). Figura 1 - Geometria usada em reforço no compósito de matriz metálica Fonte: (CHAWLA,1993).

21 5 A interface matriz-reforço desempenha um papel importante no comportamento do material compósito (QUAN, 1999). Por ser a região de ligação entre a matriz e o reforço, ocorre à transferência de carga (ASTHANA, 1998). Além de constituir se em local de geração de discordâncias durante os processos de deformação plástica e alterações térmicas (MANOHARAN, 1999). As uniões entre a matriz e o reforço num material compósito são de difícil classificação. Contudo, ela tem-se realizado segundo o tipo de reatividade química que é desenvolvida entre a matriz e o reforço, obtendo-se assim, ss seguintes tipos de reações (SATER, 1994): Matriz e material de reforço não são reativos e são insolúveis. Matriz e material de reforço não são reativos, mas são solúveis. Matriz e material de reforço reagem para formar um terceiro componente na interface. O principal requisito da interface é apresentar uma boa resistência mecânica, para transferir a carga da matriz ao reforço, sem fraturar (CARACOSTAS et al 1997). E também ter uma tenacidade moderada, para que a interface atue como um amortecedor mecânico, protegendo a fibra de trincas provenientes da matriz (LUIZ, MARQUES, GOLDENSTEIN, 1993). Para Mataix (1999) os principais parâmetros necessários para obter uma interface ideal são : 1ª) A molhabilidade entre a matriz e os elementos de reforço deve ser perfeita, em processos de conformação por fusão. Neste caso, intervém a natureza termodinâmica dos diferentes elementos, e em especial suas energias superficiais; 2º) Devem existir forças de união suficientemente fortes para transmitir os esforços da matriz ao reforço; 3º) As uniões devem ser estáveis no tempo, e sobretudo, na faixa de temperatura de utilização do material compósito; 4ª) As zonas de reação interfacial devem ser reduzidas e não afetar a natureza dos elementos de reforço; 5ª) Os coeficientes de dilatação térmica da matriz e dos reforços devem ser similar para limitar os efeitos de tensão interna através da interface, sobretudo, ao se utilizar o compósito em elevadas temperaturas. Primeiramente, devem-se considerar as uniões do tipo mecânicas, ou seja, quando não ocorre reação química. Este tipo de união pode existir quando o material de reforço apresente uma superfície rugosa. Porém, esta ausência de união química conduz propriedades mecânicas

22 6 medíocres (ASTHANA, 1998). O tipo de união com molhabilidade e com dissoluções tem lugar nos materiais compósitos reforçados por praticamente todos os elementos, com exceção dos óxidos. A matriz tende a molhar e/ou dissolver parcialmente os elementos de reforço, sem que se formem compostos entre ambos, existindo interações eletrônicas a curtas distâncias (distâncias atômicas) (DA COSTA, 1998). As uniões produzidas por reações químicas entre matriz/reforço provocam a transferências de átomos, em um ou em ambos os materiais, formando um novo composto químico na interface, ou reações químicas mais complexas, que podem ser representadas mediante uma sequência de reações. Existem fatores que podem afetar a estabilidade das interfaces. Como a instabilidade devido à dissolução, cujo inconveniente principal é a perda parcial do material de reforço, produzindo-se cavidades devido ao efeito Kirkendal, principalmente quando o reforço é do tipo metálico. Instabilidade devido à decomposição da interface, produzidos em compósitos sujeitos a ciclos térmicos. Instabilidade devido à reação interfacial, que degradam as propriedades do compósito (CLYNE, 1997). Os reforços podem ser contínuos (fibras longas) e descontínuos (partículas, "Whiskers" e fibras curtas). De uma forma geral, os compósitos com reforços contínuos apresentam eficiência de transferência de carga da matriz para o reforço, porém possuem alto custo. Os compósitos com reforços descontínuos possuem baixos custos de processamento e de matérias primas. Boas propriedades mecânicas, resistência a abrasão e baixo coeficiente de expansão térmica possibilitam a conformação mecânica do produto através de processos convencionais, como forjamento, extrusão e laminação. Os compósitos mais estudados nas décadas de 70 e 80 foram os de matriz polimérica, e essa idéia evoluiu com o passar do tempo para os compósitos de matriz metálica e cerâmica, os quais têm sido alvo de muitas pesquisas devido à possibilidade de serem usados em altas temperaturas. Devido à possibilidade de combinação de características de diferentes materiais, os compósitos têm sido alvo de intensas investigações nos últimos 10 anos, e mais recentemente, os Compósitos de Matriz Metálica (CMM) reforçados por partículas, produzidas por metalurgia convencional, com maiores limites de resistência e módulos de elasticidades, melhores resistências a fadiga e desgaste, mesmo perdendo algumas propriedades importantes, como resistência a corrosão e tenacidade (RACK, 1990). Na maioria das vezes, as propriedades dos materiais compósitos são explicadas através da regra de fases ou lei das misturas, em função do conteúdo do reforço e das propriedades de ambos os constituintes. Em condições ideais, material compósito exibe um

23 7 limite superior de propriedades mecânicas e físicas definidas pela equação a seguir (CLYNE, WITHERS, 1993): P C = P M x F M + P R x F R (1) Onde: P C é a propriedade do compósito. P M é a propriedade da matriz. F M é a fração volumétrica da matriz. P R é a propriedade do reforço. F R é a fração volumétrica do reforço. Costuma-se classificar os compósitos pelo tipo do material da matriz. Atualmente, existem compósitos de todos os tipos e classes de materiais, como: compósitos de matriz polimérica (CMP), compósitos de matriz cerâmica (CMC) e compósitos de matriz metálica (CMM). As matrizes têm como função principal, transferir as solicitações mecânicas as fibras e protegê-las do ambiente externo. Quase todos os sistemas de ligas estruturais podem ser usados como materiais de matriz em CMM, mas as mais usadas são Al, Mg e Ti (HUNT, 1988). 2.2 Ligas de Alumínio Uma excepcional combinação de propriedades faz do alumínio um dos mais versáteis materiais utilizados na engenharia e em construções. Baixo peso específico, embora algumas de suas ligas possuam resistências superiores à ressitência do aço estrutural. Alta resistência à corrosão sob a maioria das condições de trabalho e formação de sais incolores na superfície, sem manchar ou descolorir produtos com os quais está em contato, tais como: tecidos na indústria têxtil e soluções na indústria química. Não produz reação tóxica. Possui boa condutibilidade térmica e elétrica e alta refletividade, tanto para o calor, como para a luz. Apresenta boa trabalhabilidade e aceita uma grande variedade de acabamento. Leveza é uma das principais características do alumínio. Seu peso específico é de cerca de 2,7 g/cm 3. Sua massa é aproximadamente 35% da do aço e 30% da do cobre. O alumínio comercialmente puro tem sua resistência à tração de aproximadamente 90MPa. Sua utilização como material estrutural nesta condição é um tanto limitada. Através de deformação/transformação do metal, por exemplo, laminação a frio, sua resistência pode ser praticamente dobrada. Aumentos maiores na resistência podem ser obtidos com pequenas

24 8 adições de outros metais, como elementos de liga, tais como: manganês, silício, cobre, magnésio, zinco etc. Como o alumínio puro, as ligas podem também ter sua resistência aumentada pelo trabalho a frio. Algumas ligas, podem ainda apresentar aumento de resistência através de tratamento térmico, tanto que hoje algumas ligas de alumínio podem ter resistência à tração de aproximadamente 700 MPa. O alumínio e suas ligas perdem parte de sua resistência a elevadas temperaturas. Embora algumas ligas conservem boa resistência entre 200 a 260ºC. Em temperaturas abaixo de zero, entretanto, sua resistência aumenta sem perder a ductilidade, tanto que o alumínio é um metal particularmente utilizado em aplicações a baixas temperaturas. As ligas de alumínio não - tratáveis termicamente são ligas de alumínio nas quais o aumento da resistência mecânica se consegue somente por deformação plástica a frio, enquanto que ligas de alumínio tratáveis termicamente são ligas de alumínio nas quais se consegue o aumento da resistência mecânica através de um tratamento térmico. Para identificar as ligas de alumínio trabalháveis é usado um sistema de designação numérica de quatro dígitos. O primeiro dígito indica o grupo de ligas da seguinte maneira (ABAL, 2004): a)alumínio não-ligado de no mínimo 99,00% de pureza,1xxx; b)ligas de alumínio, agrupadas segundo o elemento de liga principal: Cobre... Mangânes... Silício... Magnésio... Magnésio e Silício... Zinco... Outros elementos... Série não utilizada... 2xxx 3xxx 4xxx 5xxx 6xxx 7xxx 8xxx 9xxx O segundo dígito indica modificação da liga original ou dos limites de impureza. Os dois últimos dígitos identificam a liga de alumínio ou indicam a pureza do alumínio. No grupo 1xxx, alumínio não-ligado de no mínimo 99,00% de pureza, os dois últimos dígitos da designação indicam os centésimos da porcentagem mínima de alumínio. O segundo dígito da designação indica modificação dos limites das impurezas. O algarismo 0 indica o alumínio

25 9 não-ligado que contém impurezas em seus limites naturais ou que não houve um controle especial de um ou mais elementos presentes como impurezas. No grupo 2xxx a 8xxx, os dois últimos dígitos dos quatro da designação são arbitrários, servindo somente para identificar as diferentes ligas do grupo. O segundo dígito caracteriza modificações da liga original. A tabela do guia técnico do alumínio da Associação Brasileira do Alumínio (ABAL) mostra os limites teóricos da composição química da liga de alumínio AA6061: Tabela 1 Composição química da liga de alumínio AA6061 Liga Composição (%) Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Al AA ,4-0,8 0,2 0,15-0,4 0,15 0,8-1,2 0,04-0,35 0,25 0,15 96,54 Fonte :(ABAL, 2004) Os reforços mais utilizados nos CMM são de material cerâmico. Estes reforços possuem alta dureza e baixa tenacidade à fratura. As características finais do material compósito dependem da fração volumétrica do reforço e da matriz metálica. Tabela 2 Sistema de classificação da The Aluminum Association Inc., associação dos produtores norte-americanos Série Elemento(s) de liga principal(is) Outros elementos de liga 1xxx Alumínio puro - 2xxx Cu Mg, Li 3xxx Mn Mg 4xxx Si - 5xxx Mg - 6xxx Mg, Si - 7xxx Zn Cu, Mg, Cr, Zr 8xxx Sn, Li, Fe, Cu, Mg - 9xxx Reservado para uso futuro - Fonte: (ABAL, 2004) A tabela 2 mostra o sistema de classificação da The Aluminum Association Inc., associação dos produtores norte-americanos.

26 Compósitos de Matriz Metálica de Alumínio Os compósitos de matriz metálica (CMM), especificamente os de Al e suas ligas, hoje representam a grande maioria do mercado de compósitos de matriz metálica. As ligas de alumínio possuem, além do metal base, outros elementos, considerados como componentes de liga ou como impurezas. Os principais elementos de liga são o cobre, o silício, o magnésio e o zinco que determinam as características principais da liga. Adições de cromo, níquel, vanádio, boro, prata, chumbo, bismuto, zircônio e lítio conferem propriedades especiais às ligas básicas, como resistência à corrosão, controle de recristalização ou usinabilidade. Outros elementos, como ferro, titânio, sódio, estrôncio e antimônio são considerados impurezas cuja presença deve ser controlada. Dependendo do grupo de ligas, um elemento que é considerado benéfico em uma liga poderá ser deletério em outra e vice-versa (WEINGAERTNER, SCHOROETER, 1991). O compósito de matriz metálica, em geral, consiste de pelo menos dois componentes: um obviamente é a matriz metálica e o segundo o reforço (em geral, um componente intermetálico, um óxido, um carboneto ou um nitreto, podendo também ser outro metal). A diferença entre os CMM (compósitos de matriz metálica) e as ligas de duas ou mais fases està na forma de obtenção. Na produção do compósito, a matriz e o reforço são misturados juntos, distinguindo das ligas de duas ou mais fases, onde uma segunda fase é formada através de uma reação eutética ou eutectóide. Em outras palavras, o CMM é um material obtido por uma mistura mecânica de fases, o que a diferencia da liga convencional obtida por solidificação ou reação no estado sólido como previsto no diagrama de fases. Isto possibilita a adição de diversos materiais em quaisquer frações volumétricas, formas e tamanhos, com diferentes arranjos espaciais na matriz metálica. Esta grande flexibilidade microestrutural permite projetar um CMM com propriedades desejadas e únicas, lançando-se mão da conjugação das propriedades dos materiais que o compõe (YOSHIMURA, 1994). A ideia básica dos CMM é combinar a excelente ductilidade e conformabilidade da matriz metálica com a elevada resistência dos materiais de reforço, seja para promover maior dureza às estruturas metálicas, ou para conferir leveza às estruturas utilizadas na indústria aeronáutica e aeroespacial (MISHRA et al, 1999).

27 11 Ligas de Al e Mg, com baixos conteúdos de Si, e reforçados com SiC que é termodinamicamente instável acima do ponto de fusão da matriz, reage com a mesma para formar o Al 4 C 3 através da seguinte reação (WARREN; ANDERSSON, 1984): 4 Al + 3SiC Al 4 C 3 + 3Si (2) Entretanto essa reação não ocorre para temperaturas abaixo de 650 C. (LEGOUX, L ESPÉRANCE, SUÉRY, 1990). Através desta reação se observa um incremento sensível no nível de Si na matriz, que ocorre devido ao avanço da reação, e por sua vez, pode favorecer a diminuição do ponto de fusão do compósito com o tempo de reação. A reação da formação do carbeto pode ser evitada através da utilização de altos conteúdos de Si na matriz. Este carbeto é conhecido pela sua fragilidade e instabilidade, degradando as propriedades mecânicas do compósito (LACOM, DEGISCHER, SCHULZ, 1997). Na metalurgia do pó, em que a consolidação dos materiais ocorre no estado sólido, à formação do Al 4 C 3 não é um fator a ser considerado, pois este se encontra estável abaixo da temperatura do solidus (ponto da curva do diagrama de fase o qual uma dada substância se apresenta completamente sólida, ou seja, cristalizada). Portanto, são os processos de fabricação que envolve metal líquido, os que são propensos a este tipo de reação, desde que exista contato entre o reforço e a matriz que se encontra no estado líquido. As considerações termodinâmicas mostram uma tendência para que a formação da reação ocorra, sendo que a cinética e a velocidade da reação são os fatores de maior importância prática. A cinética da reação partícula/matriz pode ser modificada de várias formas, mas geralmente utiliza-se o revestimento da partícula, pois esta camada tende a modificar e/ou diminuir esta reatividade (LEE etal, 1999). Quando se pensa na produção desses compósitos utilizando-se a técnica de metalurgia do pó deve-se levar em consideração que se utiliza pós de ligas de alumínio relativamente finos (tamanhos de partículas entre 10 e 20 µm). Por isso o processo de produção dos pós é muito importante, pois a partir daí pode-se obter um pó de alumínio com uma faixa de distribuição granulométrica mais estreita, maior ou menor quantidade de elementos de liga em solução sólida, maior quantidade de precipitados (GERMAN, 1984).

28 Metalurgia do Pó Metalurgia do pó é a técnica metalúrgica que consiste em transformar pós de metais, metaloides ou ligas de metálicas e, às vezes também substâncias não metálicas, em peças resistentes, sem recorrer-se à fusão, mas apenas pelo emprego de pressão e calor. O processo envolve, em princípio, as seguintes etapas fundamentais: 1) misturas de pós; 2) compressão da mistura resultante, com emprego de moldes (matrizes), essa etapa é chamada de compactação ; 3) Aquecimento do compactado resultante, de modo a produzir-se uma ligação entre partículas e conferir-se resistência mecânica ao compactado - é a sinterização (CHIAVERINI, 1986). Entre os produtos que são exclusivos de metalurgia do pó incluem-se os seguintes: metais refratários, tais como W, Mo e o Ta; metal duro ou carbonetos de metais como o W, Ta e Ti; aglomerados com cobalto; mancais porosos autolubrificantes, de bronze ou ferro; filtros metálicos de bronze; discos de fricção metálicos à base de cobre ou ferro, misturados com substância de alto coeficiente de atrito; certos tipos de contatos elétricos como W-Ag, W- Cu, Mo-Ag e Mo-Cu; escovas coletoras de correntes de diversas composições. Entre outros produtos que são mais eficientes e economicamente fabricados por metalurgia do pó incluem-se os seguintes: peças de forma relativamente complexa e de grande precisão dimensional de ferro e aço, cobre e suas ligas e outros metais e ligas, utilizadas em grande escala nos mais variados setores de máquinas, veículos e equipamentos, certos tipos de imãs permanentes (CHIAVERINI, 1986). A simples enumeração dos produtos acima demonstra a importância adquirida pela técnica na indústria moderna e as vantagens que o processo apresenta em relação às técnicas metalúrgicas convencionais: produção de peças de metais refratários, obtenção de efeitos estruturais especiais (porosidade controlada em buchas autolubrificantes e filtros metálicos), combinações de substâncias metálicas com materiais não metálicos (materais de fricção e escovas coletoras), obtenção de materiais onde os constituintes metálicos ou não metálicos continuam a conservar suas características físicas individuais (discos de fricção e contatos elétricos), produção mais econômica de peças de grande precisão de forma e dimensões (CHIAVERINI, 1986). Outras vantagens do processo residem nos seguintes pontos: controle rigoroso da composição do material e eliminação ou redução a um mínimo das impurezas introduzidas pelos processos metalúrgicos convencionais; operação em atmosfera rigorosamente controlada ou em vácuo; redução ou eliminação das perdas de material ou produção de sucata;

29 13 maior rapidez e maior economia de fabricação. A desvantagem da técnica é a capacidade das prensas que limita o tamanho das peças fabricadas (CHIAVERINI, 1986). As matérias primas na metalurgia do pó são pós metálicos e não metálicos cujas características tecnológicas influem não só no comportamento do pó durante o seu processamento, como também nas qualidades dos produtos sintetizados. Essas características que devem ser conhecidas e controladas são as seguintes: tamanho de partículas, forma da partícula, porosidade da partícula, estrutura da partícula, superfície especifica, densidade aparente, velocidade de escoamento, compressibilidade e composição química (CHIAVERINI, 1986). A figura 2 ilustra a sinterização convencional de pós de alumínio mostrando a formação de uma rede semi-contínua de óxido que pode fragilizar o sinterizado. Figura 2 - Desenho esquemático da sinterização convencional de pós de alumínio Fonte: (MOURISCO, 1995). Na compactação de componentes de alumínio há a formação de contatos (metálicos, ou metal-cerâmicos no caso dos compósitos). No aquecimento os contatos metal-metal (Al- Al, Al-Cu e etc) dão origem à fase líquida. Durante o aquecimento prévio à sinterização há um período de queima do lubrificante que não deve ser feito a temperaturas altas e ainda com baixa taxa de aquecimento; após esse período a taxa de aquecimento deve ser alta para minimizar as mudanças dimensionais (MOURISCO, 1995).

30 Moagem de alta energia (MAE) Mechanical Alloying (MA) ou Moagem de Alta Energia (MAE) é um processo de moagem que ocorre no estado sólido que envolve repetidas soldas, fraturas e ressoldas de partículas de pó em moinhos de bolas de alta energia. Originalmente desenvolveu-se na indústria aeroespacial para produzir superligas à base de níquel e ferro por meio de dispersão de óxidos capaz de produzir uma variedade de ligas a partir de mistura de pós-elementares. As fases de não equilíbrio sinterizados incluem soluções sólidas supersaturadas, fases metaestáveis cristalinas e quasicristalinas, nanoestruturas e ligas amorfas. Recentes avanços nestas áreas e na síntese mecanoquímica de materiais estão provocando revisão crítica após discutir as variáveis envolvidas na mechanical alloying. Este processo modifica a morfologia da liga AA6061 originalmente, esférica para uma morfologia equiaxial, mais propícia para o processo de conformação, pois evita a formação de propriedades direcionais (SURYANARAYANA, 1987). Jonh Benjamin e seus colegas no laboratório da International Nickel Company (INCO) desenvolveram o processo por volta de A técnica foi o resultado de uma longa busca para a produção de superliga a base de níquel para aplicações de turbina a gás. Onde essas ligas deveriam apresentar os seguintes requisitos: resistência à alta temperatura, resistência à corrosão e resistência à oxidação. O tamanho das partículas usadas em moagem de alta energia pode variar de 1 a 200 microns. Este tamanho diminui exponencialmente com o tempo de moagem (SURYANARAYANA, 1987). As principais variáveis do processo de moagem de alta energia são: tipo de moinho, recipiente de moagem, velocidade, tempo, tamanho e distribuição das bolas, relação de peso bola/pó, tamanho do frasco, atmosfera, agente de controle de processos e temperatura. Como nas fases iniciais de moagem, as partículas ainda estão pouco deformadas (se estiver usando material dúctil-dúctil ou dúctil-frágil), tendendo a se aglomerarem e formar grandes partículas. As partículas, nesta fase, possuem estrutura em camadas consistindo de várias combinações dos constituintes iniciais. Com a deformação contínua, as partículas começam a endurecer e fraturar por fadiga e/ou pela fragmentação frágil. Os fragmentos gerados por este mecanismo podem continuar a diminuir de tamanho com a fratura predominando sobre a solda fria. Devido ao impacto continuado de bolas de moagem, a estrutura das partículas é constantemente refinada. Boa parte da energia é perdida na forma de calor e uma pequena quantidade é utilizada na deformação elástica e plástica (SURYANARAYANA, 1987).

31 15 Figura 3 - Evolução da morfologia esférica para morfologia equiaxial de uma partícula submetida ao processo de Moagem de Alta Energia (MAE). Fonte: (BENJAMIN 1974). Diferentes tipos de moinho de alta energia são utilizados para produzir pós. Eles apresentam diferentes capacidades de moagem e podem ser equipados com resfriamento, aquecimento, etc; uma breve descrição de alguns deles a seguir (SURYANARAYANA, 1998) Spex Shaker Mills (Moinho Agitador Spex) Capacidade = 10 a 20 gramas; Fins = pesquisa; Fabricados por Spex Certprep, Metuchen, NJ; A variedade mais comum possui uma jarra contendo a amostra e bolas oscilando energicamente para trás e frente, milhares de vezes por minuto; O movimento de vai-e-vem de agitação é combinado, com os movimentos laterais das extremidades do tubo, de modo que a jarra parece estar descrevendo o nº 8;

32 16 Devido à amplitude (cerca de 5 cm) e velocidade (cerca de 1200 rpm), as velocidades das esferas são altas (da ordem de 5 m/s) e consequentemente, a força do impacto da bola é extraordinariamente grande; portanto, pode ser considerado como de alta energia; O projeto mais recente tem previsão para a moagem em dois frascos para aumentar o rendimento, incorporando arrefecimento para permitir longos tempos de moagem; Uma variedade de materiais do frasco está disponível para o Spex e estas incluem aço temperado, alumina, carboneto de tungstênio, zircônio, aço inoxidável, de nitreto de silício, ágata, plástico e metacrilato. Figura 4 - Moinho agitador do tipo Spex utilizado em moagem de alta energia. Fonte: / acessado em 08/04/2012 às 11: Moinho planetário (Pulverisette) O Moinho Planetário ou Pulverisette tem capacidade para processar algumas centenas de gramas do pó, fabricados por Fristsch GMBH (Alemanha), comercializado por Gilson Co, EUA e Canadá, seu nome alude ao movimento (dos jarros) dos Planetas. São fabricados com ágata, nitreto de silício, corundun sinterizado, zircônia, aço cromado, aço Cr-Ni, carboneto de Tungstênio e plástico de poliamida. Mesmo que a

33 17 velocidade linear das bolas neste tipo de moinho seja maior do que no Spex, a frequência de impactos é muito maior no Spex, assim, em comparação ao Spex, o moinho Fritsch Pulverisette pode ser considerado de baixa energia. Figura 5 - Moinho Pulverisette típico usado em Moagem de Alta Energia equipado com 07 (seis) estações de moagem. Fonte: < Acessado em: 08/04/2012 às 11: Moinho Atritor O Moinho Atritor consiste de um tambor rotativo horizontal preenchido pela metade com pequenas esferas de aço. A taxa de moagem aumenta com a velocidade de rotação. Consiste em um cilindro vertical com uma série de impulsores dentro dele. Sua capacidade varia de 0,5 kg a 40 kg, fabricado pela Akron. A velocidade é muito menor (cerca de 0,5 m/s) do que no Fritsch ou moinhos Spex e, consequentemente, a energia do Atritor é baixa. Os recipientes (jarras) estão disponíveis em aço inoxidável ou aço inoxidável revestido com alumina, carboneto de silício, nitreto de silício e zircônia. Uma variedade de meios de moagem também: pedras, esteatito, mulita, cerâmica, carboneto de silício, nitreto de silício, sialon, alumina, zircônia, silicatos, aço inoxidável, aço carbono, aço cromo e tungstênio.

34 18 Figura 6. Moinho atritor típico. Fonte: Acessado 08/04/12 às 10:50 A forte deformação mecânica experimentada pelos pós durante a moagem de alta energia conduz a defeitos cristalinos. Outro importante parâmetro reside no fato de que a temperatura durante a moagem depende da energia cinética das bolas que pode influenciar as características finais do pó moído. Temperatura alta está associada à alta difusividade (alta mobilidade atômica), em outros casos a fase estável pode ser formada. Por outro lado se a temperatura é baixa poderá ajudar a formação da fase amorfa (nanocrsitalina). 2.6 Compósitos de Matrizes Metálicas de Alumínio por Metalutgia do Pó Compósitos de Matriz Metálica (CMM) estão sendo investigados por causa das suas propriedades superiores em relação aos materiais convencionais. A fim de melhorar o comportamento mecânico e térmico final dos Compósitos de Matriz de Alumínio (CMA) utiliza-se a dispersão de reforços tais como intermetálicos, carbetos ou nitretos em ligas de alumínio. Atualmente os dois maiores fatores limitantes na aplicação desses materiais são o alto custo e as reações de interface reforço/matriz que ocorrem durante o processamento e em altas temperaturas de serviço (ADAMIAK, et al, 2006). O processamento de CMA via Metalurgia do Pó (MP) contribui para a boa distribuição do reforço, sem os problemas de segregação dos compósitos fundidos. A extrusão a quente propicia uma alta coesão entre as partículas (FOGAGNOLO, ROBERT,

35 19 TORRALBA, 2006). Os compósitos de matriz metálica podem apresentar propriedades únicas em comparação com os materiais tradicionais, bem como o potencial de novas aplicações. A aplicabilidade destes materiais baseia-se na melhoria da resistência em altas temperaturas e resistência ao desgaste, principalmente quando comparado com as ligas convencionais, sem reforço. Os compósitos dos grupos AA2XXX, AA6XXX e AA7XXX são usados em aplicações onde a boa característica mecânica e baixo peso específico são desejados (LINDROOS, 1995). Compósitos reforçados com partículas de cerâmica (Al 2 O 3, SiC) estão sendo gradualmente implementados para a produção nos setores automotivo, eletrônico e de aeronaves, sobretudo devido à alta resistência ao desgaste. No entanto, a obtenção de um material com melhor propriedade mecânica exige reforços termodinamicamente estáveis, menos suscetíveis a rachaduras e bem ligados a matriz. (TJONG, 2000). Devido às suas propriedades, tais como: alta resistência, dureza, condutividade térmica e coeficiente de dilatação térmica, o nitreto de alumínio (AlN) é cada vez mais usado como fase de reforço em liga de alumínio (LEE, LEE, ZHENG, 2007). Uma vantagem desse reforço é que não ocorre a reação entre o alumínio e AlN, ao contrário do sistema Al-SiC, onde uma fase Al 4 C 3 pode ser formada (DYZIA, OELEZIONA, s/d). As principais vantagens da Metalurgia do Pó na fabricação de CMM são: a) Uso temperatura mais baixa diminui o risco de reação química entre a matriz e a fase de reforço; b) A temperatura mais baixa permite uma considerável ecomonia; c) Possibilidade de incorporar diversos tipos de matrizes e de reforço no mesmo sistema composto; c) Maior fração de partículas de reforço poder ser incluída na composição quando comparado com as limitações reológicas no processo de fundição (GHEORGHE, 2000). Sobre o processo de produção de pós por atomização, especificamente sobre os pós de alumínio, observe o que dizem Camey e Tsakiropoulos (CARNEY etal, 1990) Num processo de solidificação de uma partícula de pó de tamanho 15 µm, o tempo de solidificação é menor do que 1,5 ms e que mesmo em atmosferas controladas onde os teores de oxigênio são muito baixos, ocorre a formação de uma camada de óxido que recobre cada partícula. A partir do momento que essas partículas são expostas à atmosfera, ocorre a ainda a formação de outros produtos nessa superfície e principalmente devido à hidratação desse óxido superficial ocorre a formação de óxidos de alumínio, tais como Al H 2 O e Al 2 O 3.3H 2 0 de acordo a figura a seguir (CARNEY, et al., 1990).

36 20 Figura 7 - Desenho esquemático de uma partícula de pó de alumínio mostrando o filme de óxido que recobre cada partícula. Fonte: (CARNEY, et al., 1990). 2.7 Aplicações dos compósitos de matrizes metálicas de Alumínio por MP Além da indústria aeronáutica e aeroespacial americana, a Toyota do Japão no início da década de 60, passou a pesquisar esses materiais e terminou por lançar, entre outros componentes, pistões de veículos automotores onde a cabeça é reforçada por fibras de alumina; bielas que poderiam resistir as mais elevadas temperaturas de trabalho e ainda tendo paredes mais finas que reduzem o peso e aumentam o rendimento dos motores. Atualmente a Honda do Japão faz pesquisas com o intuito de substituir partes de blocos de motores que utilizavam ferros fundidos por CMM reforçados por fibras de alumina e carbono (BACON, 1989). A Alcan passou a pesquisar e desenvolver esses materiais e atualmente produz CMM de alumínio sendo que o mais conhecido é o Duralcan que consiste de matrizes de alumínio reforçadas por partículas de SiC ou Al 2 O 3 (BEGG, 1992). Até o ano de 1988 três sistemas MMC-Al eram considerados como em uso comercial: fibras de alumina reforçando matrizes de alumínio em pistões de automóveis, alumínio reforçado por partículas de SiC em sistema de guia de mísseis e alumínio reforçado por fibras de boro e/ou borosilicatos para componentes de foguetes. (CORNIE et al, 1989). Palhetas de turbinas que trabalham na faixa de 650 F têm sido fabricadas em liga de alumínio (Al-Fe-Ce, ALCOA), produzidos por Metalurgia do Pó. Essas turbinas têm aplicação automotiva em motores turbos e foram desenvolvidas por Garret/Ford - EUA e mostram entre

37 21 outras propriedades, faixas de temperaturas de uso mais elevadas e maiores limites de fadiga (MILLAN JUNIOR, 1982). Folhas de ligas de alumínio de 6350 x 1370 x 2,28 mm têm sido produzidas por Lockheed-Georgia Aeronautics (EUA) para serem utilizadas em tetos de aviões de carga do modelo C-130 (FROES, 1991). Segundo a Aerosospace specificacion Metal (ASM) as principais aplicações para a Liga AA6061 T6 e AA6061 T651 estão abaixo relacionadas (ASN, 2011): Acessórios de aeronaves; Acessórios na indústria marítima; Acessórios e conectores elétricos; Pistões de freio; Pistões hidráulicos; Quadros de bicicletas. Os principais elementos de liga presente nas ligas de alumínio atuam de acordo com a tabela a seguir, segundo Kottaus (1972): Tabela 3 Principais elementos de liga presente nas ligas de alumínio Elementos Efeito Silício (Si) Melhora a fundibilidade; encontrado em % maiores nas ligas fundidas. Melhora a endurecibilidade; em quantidade menores também é encontrada nas ligas conformadas. Magnésio Melhora a resistência contra a corrosão marinha. Aumenta a resistência mecânica. (Mg) Favorece o endurecimento das ligas contendo Si ou Cu. É adicionado às ligas fundidas e conformadas. Cobre (Cu) Melhora a resistência mecânica; é responsável pela endurecibilidade; diminui a resistência à corrosão, principalmente nas ligas conformadas. Zinco (Zn) Aumenta a resistência mecânica; favorece a endurecibilidade; diminui a resistência á corrosão. Mangânes (Mn) Em quantidade pequena é adicionada a quase todas as liga.diminui o efeito negativo do ferro, geralmente contida no alumínio sob forma de impurezas.aumenta a temperatura de recristalização(temperatura mínima em que irá ocorrer uma recristalização completa dentro aproximadamente uma hora. Cr (Cr) Efeitos semelhantes ao manganês. Titânio (Ti) Origina redução do tamanho dos grãos da estrutura. Fonte: (KOTTAUS, 1972). A função de cada elemento químico que faz parte da composição da liga de alumínio depende da quantidade dos elementos presentes na liga, como também da interação com os demais elementos. Para a liga de alumínio AA6061 os elementos principais de liga são o magnésio e o silício (KOTTAUS, 1972).

38 22 3 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL Esse capítulo tem como escopo descrever sucintamente o método, a técnica e o processo utilizado na pesquisa, para isso foram registradas as características técnica mais importante do método instrumental (aparelhos, equipamentos etc) e os passos fundamentais para consecução do presente trabalho. Inicialmente, o pó recebido para pesquisa da liga AA6061, dos reforços de nitreto de silício (Si 3 N 4 ) e nitreto de alumínio (AlN) foram caracterizados individualmente a fim de determinar as composições químicas, estruturas, microestruturas e granulometrias. Após essa etapa, procedeu-se o processamento dos pós utilizando-se a técnica de Metalurgia Pó (MP) por meio de moagem de alta energia (MAE) com fração em massa de 5, 10 e 15% de cada reforço (Si 3 N 4 e AlN) separadamente; fazendo o uso de tempo de moagem de 30 e 60 minutos. Para caracterizar a microestrutura e a composição química qualitativa foram utilizadosa Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) equipado com Espectroscopia de Energia Dispersiva de Raios-X (EDS); a investigação das fases formada, após a moagem de alta energia, foi realizada por Difração de Raios-X (DRX) e os ensaios granulométricos foram feitos por Difração a Laser (DL). O pó processado foi submetido à compactação uniaxial obtendo-se disco de compactado verde. Para determinar a densidade do compactado verde empregou-se o método geométrico utilizando a relação massa/volume por meio de uso de balança analítica de precisão com 03 (três) casas decimais e paquímetro digital. As amostras de compactado verde foram submetidas a uma taxa de aquecimento de 20ºC/min durante 25 minutos atingindo a temperatura de 500 ºC durante 5 horas; Após o aquecimento, ou seja, a sinterização propriamente dita, as amostras foram resfriadas até a temperatura ambiente de 25ºC durante 48h produzindo uma taxa de resfriamento lento de 0,174ºC/min. As pastilhas sinterizadas foram seccionadas utilizando-se uma máquina de corte de precisão da marca Buelher, modelo Isomet; utilizou-se também uma máquina de corte (cutoff ou policorte) fabricada pela Arotec, modelo COR-40 para particionar algumas amostras sinterizadas que não foram cortadas na Isomet. Após o corte, as pastilhas em formato de discos foram embutidas e lixadas nas granas 220, 320, 400 e 600 em lixadeira da marca Arotec modelo APL-4 e posteriormente polidas em máquina Politriz da marca Arotec, modelo Aropol com tecido de feltro e agente polidor tipo pasta de diamante com granulometria de 1µm (um micron). Após o polimento

39 23 foram limpas com álcool etílico pro-análíse (PA) e o excesso de líquido retirado com jato de ar quente por meio de secador apropriado. As amostras lixadas e polidas foram submetidas a ataque químico, para revelar os contornos de grãos e a morfologia, aplicando solução aquosa de ácido fluorídrico a 0,5% (zero vírgula cinco porcento) durante o tempo de 80s (oitenta segundos). As amostras lixadas, polidas e atacadas quimicamente (preparação metalográfica) foram caracterizadas por microscopia ótica (MO) que permitiu a visualização clara e precisa da distribuição dos reforços na matriz AA6061. Para caracterizar a estrutura e a composição química qualitativa das amostras sinterizadas foi utilizado o mesmo Microscopio Eletrônico de Varredura (MEV) equipado com Espectroscopia de Energia Dispersiva de Raios-X (EDS) utilizada na carcaterização dos pós. Para caracterização mecânica, que consiste na determinação da dureza, utilizou-se um durômetro Vickers. O fluxograma a seguir retrata o procedimento experimental utilizado no processamento, fabricação e caracterização do compósito pesquisado.

40 24 Pó elementar (comercial) de AA6061 Pó elementar (comercial) de Si 3 N 4 ; 325mesh (45µ) Pó elementar (comercial) de AlN abaixo de PCA (Ac. esteárico 95%) Ponto fusão = o C Moagem de alta energia (MAE); moinho SPEX; 720rpm; 30 e 60min Compactação uniaxial a frio do pó; Carga = 40ton; pressão = 7,0 ton/cm 2 Caracterização dos pós elementares e processados Densidade do compactado do verde Sinterização a vácuo (- 680mmHg); 500ºC/5horas, resfriamento lento de 48horas Densidade das pastilhas sinterizadas Preparação metalográfica (corte, embutimento, lixamento, polimento, limpeza ultrassônica e ataque químico) Caracterização do sinterizado (MO;MEV/EDS;DRX;DENSIDADE). Determinação da Dureza Vickers Figura 8. Fluxograma de fabricação e caracterização do compósito elaborado. Fonte: (Criação do autor) 3.1 Materiais O Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) recebido e utilizada na presente pesquisa, como um dos reforços investigado, era da marca Aldrich de origem japonesa e que de acordo com o fabricante apresentava granulometria de 325 mesh (45micra) e fase predominantemente β. O Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) possui maior resistência ao choque térmico dentre todas as cerâmicas avançadas. Oferece excelente combinação de baixa densidade e baixa expansão

41 25 térmica; possui estrutura molecular estável por se tratar de uma substância química que tem ligações predominantemente covalentes e estrutura cristalina hexagonal. Tem como características principais: boa resistência ao choque térmico; alta resistência mecânica; baixa densidade, apresentando 40% da densidade das superligas usadas a altas temperaturas; boa resistência a altas temperaturas; boa resistência à corrosão; alta dureza; boa resistência química e resitência à oxidação (CERTEC, 2011). Por outro lado o Nitreto de Alumínio (AlN) recebido e utilizado como pó de partida na pesquisa possuía granulometria menor que 10 micron, tinha 98% de pureza, era da marca Aldrich fabricado na Alemanha. O Nitreto de Alumínio (AlN) é uma substância que tem ligação química covalente, estável (oxidação da superfície ocorre acima de 700 C) e estrutura cristalina hexagonal. Possuí alta condutividade térmica, alta resistência mecânica e estabilidade à alta temperatura (ACCURATUS, 2011). O nitreto de alumínio é um material cerâmico que não ocorre na natureza, mas pode ser sintetizado por reações em altas temperaturas, onde se destaca a deposição química em fase gasosa assistida por plasma reativo, redução carbotérmica e nitretação direta (MALENGREAU, VERMEERSH, 1997; JOHNSTON, SMITH, 1992). Como Agente Controlador de Processo (PCA) para reduzir o atrito (evita o excesso de soldagem a frio entre as partículas de pó durante a moagem) entre os pós e o ferramental (esferas e recipiente) foi utilizado o Ácido Esteárico (C 12 H 36 O 2 ) com as seguintes especificações técnicas: teor = 95%, faixa de fusão = 68-71ºC da Vetec Química, Rio de Janeiro RJ. Figura 9. Diferença entre Moagem de Alta Energia (MAE) sem e com PCA. Na esfera da esquerda (sem PCA), observa-se a formação de uma crosta em toda superfície do corpo moedor, enquanto a esfera da direita (com PCA) mostra pequenas impregnações do pó processado na região inferior.

42 Métodos Esta etapa tem como escopo descrever de forma sistemática, lógica e sucinta aparelhagem, os instrumentos e os equipamentos utilizados nos trabalhos durante o processamento e fabricação do compósito, indicando a opção escolhida pelo pesquisador para conduzir de forma eficiente e eficaz a presente pesquisa científica Pesagem Os pós de partida (também chamandos de elementares) recebidos e utilizados na presente pesquisa foram os da liga de alumínio da série AA6061 como componenete matriz e como componentes de reforços, o Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) com granulometria de 325 mesh (45 micra), fase predominantemente β da marca Aldrich e o Nitreto de Alumínio (AlN) com granulometria menor que 10 micron da marca Aldrich. Estes pós foram pesados em balança eletrônica da marca Bioprecisa modelo JA3003N com precisão de 03 (três) casas decimais, pertencente ao Laboratório de Compósito (Compolab) do Departamento de Engenharia Mecânica da Universidade Federal de Pernambuco (UFPE). A figura a seguir reporta a balança utilizada na pesagem dos pós de partidas. Figura 10. Balança utilizada na pesagem dos pós de partidas e das pastilhas sinterizadas. Para cada reforço foram realizadas pesagens com fração em massa de 5,10 e 15% utilizando tempo de moagem de 30 e 60 minutos, perfazendo 12 (doze) amostras de pó. O Agente Controlador de Processo (PCA) foi utilizado na proporção de fração em massa de

43 27 2% sobre as 8,0g (oito gramas). Assim no final da etapa de pesagem cada amostra de pó processada no Moinho Spex pesava 8,16g. Tabela 4 Distribuição das amostras Amostra Matriz Reforço % tempo de moagem (min) Massa (g) PCA (g) 1 AA6061 Si 3 N ,000 1,6 2 AA6061 Si 3 N ,000 1,6 3 AA6061 Si 3 N ,000 1,6 4 AA6061 Si 3 N ,000 1,6 5 AA6061 Si3N ,000 1,6 6 AA6061 Si 3 N ,000 1,6 7 AA6061 AlN ,000 1,6 8 AA6061 AlN ,000 1,6 9 AA6061 AlN ,000 1,6 10 AA6061 AlN ,000 1,6 11 AA6061 AlN ,000 1,6 12 AA6061 AlN ,000 1,6 Fonte: (Dados da pesquisa) A tabela anterior ilustra a distribuição das amostras dos pós processados em MAE conforme a matriz, os reforços, a fração em massa de cada reforço, tempo de moagem e o peso do PCA Moagem dos Pós de Partida A técnica utilizada para a moagem das cargas dos pós de partidas, já devidamente pesadas, foi a Moagem de Alta Energia (Mechanical Alloying ou Mecanossíntese) onde pode ser entendido como um processo de moagem que ocorre no estado sólido envolvendo sucessivas soldas, fraturas e resoldas das partículas dos pós, tendo como corpos moedores esferas dotadas de alta energia cinética. O moinho utilizado foi do tipo Spex (vibratório) com 720 rpm, fabricado pela Indústria Triunfo e dotado de motor monofásico de 1/3 CV pertencente ao Laboratório de Compósito (Compolab) do Departamento de Engenharia Mecânica da Universidade Federal de Pernambuco (UFPE). As variáveis mais importantes durante a moagem de alta energia foram: o tipo de moinho, o recipiente de moagem (jarra), a velocidade, o tamanho das bolas, a relação de peso das bola/peso dos pós, o tamanho da jarra e a temperatura.

44 28 A fotografia a seguir mostra o Moinho do tipo Spex utilizado na moagem dos pós de partida com recipiente metálico (jarra) já acoplado nele. Figura 11. Moinho do tipo Spex utilizado na moagem de alta energia. A imagem a seguir ilustra a mídia de moagem formada pelo jarro, corpos moedores (esferas), tampa de fechamento e elemento de vedação. Figura 12 - Mídia de moagem.

45 29 Após a pesagem, os pós de partida (pós elementares) foram introduzidos em um recipiente metálico (jarra) confeccionado em aço inox 316L com as seguintes dimensões: altura = 70mm, diâmetro interno = 44,65mm, espessura da parede = 4,70mm e como corpos moedores foram utilizados esferas metálicas confeccionadas com aço SAE com peso médio unitário de 1,0g e diâmetro médio unitário de 6,2 mm. A relação massa de esfera / massa de pó utilizada durante o processamento de Moagem de Alta Energia foi 10:1; ou seja, 81,6 g de esfera foram utilizadas em cada moagem para cada carga de 8,16g. A carga foi introduzida na jarra a temperatura de 25ºC. A moagem foi realizada sem refrigeração. A tabela a seguir resume os parâmetros de moagens para os pós de partida. Tabela 5 Parâmetros de moagem para os pós de partida Fração de Reforço Fração de PCA Matriz e Reforço PCA Esferas Tempo 5, 10 e 15% 2% 8g 0,16g 81,6g 30 e 60 min. Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa) A massa de 8,16g ocupou cerca da metade do volume da jarra, condição que propicia uma moagem mais eficiente, sendo também a quantidade mais que suficiente para caracterização dos pós no DRX, MEV/EDS e Difração a laser Caracterização dos Pós Processados por Moagem de Alta Energia (MAE) Os pós moídos e homogeneizados (processados) foram submetidos à técnica de Difratometria de Raio X (DRX) utilizando Difratômetro da marca Siemens D500 radiação Cu Kα : = 0,1541nm pertencente ao Instituto de Tecnologia do Estado de Pernambuco (ITEP) para determinação da microestrutura cristalina de cada uma das 12 (doze) amostras. O ângulo de difração 2Ө variou de 5º a 120º, com step (passo) de 0,02 º/seg. O Difratograma (gráfico) forneceu a distância interplanar e a intensidade medida em unidade arbitrária possibilitando a determinação da fase, do plano e do sistema cristalino do pico visualizado em cada amostra de pó. Cada pico corresponde à difração de um plano cristalino.

46 30 Sabendo-se o (comprimento de onda) do Raio-X utilizado, juntamente com a leitura do ângulo de cada pico, pode-se determinar o valor de d (distância interplanar) para cada plano. Para isto foram realizadas as comparações dos picos indexados (interferência construtiva) com as microfichas do JCPDS Joint Commitee for Powder Difraction Standards. Continuando com a caracterização do pó processado por Moagem de Alta Energia (MAE), um equipamento Sputter Coater da marca comercial Baltec SCD-05 pertencente ao Departamento de Física da UFPE foi utilizado com intuito de produzir uma fina camada de ouro (Au) na superfície do pó a fim de melhorar a condutividade eletrônica da amostra. A fotografia a seguir mostra o Sputter Coater do Departamento de Física da UFPE. Figura 13 - Sputter Coater do Departamento de Física da UFPE. Após a metalização com ouro, as amostras dos pós foram enviadas para estudo da microestrutura onde foram analisadas em Microscopio Eletrônico de Varredura (MEV) da marca Jeol, modelo JSM 5900, equipado com espectroscopia por energia dispersiva de raios X (EDX ou EDS), pertencente ao Departamento de Física da UFPE. Nesta análise os elétrons secundários forneceram imagens de alta resolução, da topografia da superfície da amostra, enquanto que os elétrons retroespalhados forneceram imagens características de variação da composição elementar do pó processado por Moagem de Alta Energia (MAE). A fotografia a seguir mostra o MEV utilizado.

47 31 Figura 14 - Microscopio Eletrônico de Varredura (MEV). Para caracterização do tamanho, da distribuição e da superfície específica das partículas dos pós processados por Moagem de Alta Energia (MAE), a técnica adotada na presente pesquisa foi a Difração a Laser (DL), utilizando um equipamento da marca Matersizer 2000 pertencente ao Instituto Tecnológico de Pernambuco (ITEP). As análises foram realizadas por via úmida, utilizando água como agente dispersante. É uma técnica amplamente utilizada devido a grande flexibilidade de uso (em ar, suspensões, emulsões e aerossóis), grande amplitudede análise (0,05 a 3500 μm), rapidez, reprodutibilidade e fácil operação. Figura 15 - Equipamento de Difração a Laser utilizado na pesquisa.

48 Conformação dos Pós de Partida Após a caracterização no MEV/EDS do pó processado por MAE, verificou-se que apenas aqueles submetidos ao tempo de moagem de 60 minutos possibilitaram tamanho de partícula, distribuição dos reforços na matriz de AA6061 e refinamento mais condizente e adequado para posterior compactação e sinterização. Sendo assim foram produzidas mais 18 (dezoito) amostras em moinho de Alta Energia com tempo único de 60 min, onde cada amostra pesou 8,16 g. A tabela abaixo mostra os critérios utilizados na confecção das amostras produzidas, as quais foram reservadas para futura conformação por compactação uniaxial a frio. Tabela 6 Critérios utilizados na confecção das 18 (dezoito) amostras. Reforço Fração do reforço (%) Amostra (unidade) Si 3 N Si 3 N Si 3 N AlN 5 3 AlN 10 3 AlN 15 3 Total de amostras 18 Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa) No primeiro estágio da compactação uniaxial (ou de ação simples) a frio denominado de enchimento, as amostras foram vertidas manualmente em uma cavidade de um molde metálico de secção transversal circular produzida com aço VC 131 temperado e revenido. A matriz (molde) metálica era formada pela punção, base e corpo com cada componente apresentando as seguintes características geométricas registradas na tabela a seguir. Tabela 7 Características geométricas das partes que compõem o molde de compactação Punção Matriz Base Diâmetro (mm) 25,4 25,4 (interno) 63,0 (externo) Altura (mm) 100,0 70,0 6,45 (do ressalto) Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa)

49 33 Figura 16 - Componentes do molde metálico utilizado na compactação uniaxial a frio. No processo de enchimento, o molde estava apoiado sobre superfície plana de uma mesa de base fixa para evitar vibração que causa o efeito indesejado da segregação do pó provocado pelo excesso de movimento. Durante a etapa de enchimento, observou-se uma boa velocidade de escoamento do pó promovendo uma boa alimentação na cavidade do molde metálico de compactação. Após o enchimento do molde, foi realizada a compactação uniaxial, propriamente dita, por meio do movimento descendente vertical do punção, na temperatura de 25ºC em prensa hidráulica pertencente ao Laboratório de Compósito (Compolab) do Departamento de Engenharia Mecânica da Universidade Federal de Pernambuco (UFPE). A carga aplicada nas amostras em formato de pastilhas circulares (discos) permitiu uma pressão no compactado verde na ordem de 7,0 ton/cm 2. (700 MPa). Após a extração verificou-se que a peça produzida apresentava morfologia aproximada ao formato final desejado, todavia era frágil onde o manuseio inadequado poderia causar trincas e fissuras ao compactado verde. A figura a seguir ilustra o molde de compactação assentado em um suporte na base do pistão da prensa na iminência do processo de compactação.

50 34 Figura 17 - Molde (matriz) de compactação na iminência do Processo de conformação do pó processado por Moagem de Alta Energia (MAE). Daí obteve-se pastilha (disco) de compactado verde em formato circular, de superfície plana e espessura (altura) média 0,645 mm com diâmetro de 2,611mm gerando uma relação entre a altura e diâmetro da ordem de 0,247, conforme ilustrado na figura a seguir. a) b) Figura 18 - Pastilha de compactado verde obtido no processo de conformação do pó. Sobre a compactação simples veja o que diz Iervolino e Bulla Compactação simples é a maneira mais fácil de compactar material. É aplicada em casos onde a peça possui uma altura muito baixa em relação à sua superfície. Exemplos seriam as peças com proporções de uma moeda ou arruela (IERVOLINO; BULLA, 2009) Sinterização do Compactado Verde Após a compactação por ação simples dos pós, as pastilhas (discos) de compactado verde foram extraídas da cavidade da matriz metálica e submetidas ao processo de sinterização em forno da marca EDG / Equipamentos, modelo Five-PQ com gabinete externo

51 35 equipado com rodízios, pertencente ao Instituto de Pesquisa Energética e Nuclear (IPEN) do Estado de São Paulo e localizado na Universidade de São Paulo (USP). Este forno apresentava sistema de aquecimento por resistência elétrica, equipado com bomba de vácuo, sendo que a pressão negativa utilizada fora da ordem de 680 mmhg. As fotografias a seguir mostram a panorâmica do forno, as amostras de compactado verde no interior do forno antes da sinterização. a) b) Figura 19 - Forno utilizado (a) e pastilhas do compactado verde no forno (b). As fotografias a seguir mostram o manômetro que indica a pressão negativa no interior do forno a vácuo utilizado no processo de sinterização e as pastilhas já sinterizadas. a) b) Figura 20 - Manômetro indicando o vácuo (a) no interior do forno e as pastilhas já sinterizadas (b) Observe-se na figura 20.b a formação de uma fina película na tonalidade marromclara na superfície da pastilha sinterizada apontando para uma eventual oxidação do compósito após o processo de sinterização. A sinterização a vácuo consistiu basicamente em aquecimento abaixo da temperatura de fusão do metal base (normalmente de entre 2/3 a3/4 da

52 36 temperatura de fusão liga base), no caso em tela, a liga da série AA6061. Lembrando que a temperatura de fusão do alumínio metálico é de 660º C. Inicialmente as amostras do compactado verde em temperatura ambiente (25ºC) foi submetida a uma taxa de aquecimento de 20ºC/min durante 25min atingindo a temperatura de 500ºC; durante este aquecimento prévio, o ácido esteárico, usado como Agente de Controle de Processo (PCA) é eliminado, tendo em vista que seu ponto de fusão está localizado na faixa de 68 a 71º C. Após o aquecimento prévio, as pastilhas permaneceram durante 5h a temperatura de 500ºC a fim de promover a ligação entre as partículas e o incremento da densidade do material. Este estágio pode ser considerado como a sinterização propriamente dita. Ato contínuo, as amostras foram submetidas a um resfriamento até a temperatura ambiente de (25ºC) durante 48h produzindo uma taxa de resfriamento de 0,174ºC/min com o intuito de evitar o aparecimento de tensões residuais decorrente de resfriamento não uniforme que provoca queda na qualidade da microestrutura do material. O gráfico abaixo mostra as variáveis envolvidas no processo de sinterização do compactado verde produzido com liga de Alumínio da serie AA6061 reforçada com Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) e Nitreto de Alumínio (AlN). Gráfico 1 - Ciclo de sinterização da liga de Alumínio AA6061 reforçada. Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa)

53 Densidade das Pastilhas Sinterizadas Para determinação da densidade das pastilhas sinterizadas em formato de disco, aplicou-se o método geométrico utilizando a relação entre a massa e o volume da amostra. Para isso, fez-se o uso da balança eletrônica da marca Bioprecisa modelo JA3003N com precisão de 03 (três) casas decimais, pertencente ao Laboratório de Compósito (Compolab) do Departamento de Engenharia Mecânica da Universidade Federal de Pernambuco (UFPE); enquanto que as medidas geométricas foram obtidas a partir de paquímetro digital Caracterização das Pastilhas Sinterizadas A caraterização tem como objetivo avaliar a granulometria, a natureza, a forma, a quantidade, a composição e a distribuição dos diversos constituintes presentes nas amostras a fim estabelecer relação da microestrutura com as propriedades físicas do material analisado. Para isso as amostras devem ser estatisticamente representativas, não apresentarem arranhões, nem pontos de corrosão, nem manchas em sua superfície. Devem ser polidas. As amostras (pastilhas) também devem apresentar superfícies planas o suficiente para permitir, na etapa subseqüente, a observação nos vários níveis de aumento no microscópio ótico (MO) ou no microscópio eletrônico de varredura (MEV). No presente trabalho, as amostras sinterizadas foram preparadas metalograficamente no Laboratório de Metalografia do Departamento de Engenharia Mecânica da UFPE. A preparação dos corpos de prova (amostras) foi realizada tendo como apoio os procedimentos elencados no manual de Metalografia do Laboratório de Ensaios Mecânicos e Materiais (LEMM) versão 3.0 obedecendo as seguintes etapas: Corte por Abrasão Para seccionar as amostras, foi utilizada uma máquina de corte de precisão da marca Buelher, modelo Isomet equipada com disco de grãos abrasivo apropriado para o compósito em tela, pertencente ao Laboratório de Materiais Inteligentes do Departamento de Engenharia Mecânica da UFPE. A fotografia a seguir mostra a Isomet utilizada.

54 38 a) b) Figura 21 - Máquina de corte de precisão (a) e uma pastilha sinterizada seccionada (b). O corte foi realizado de forma intermitente para evitar o aquecimento excessivo da amostra que após o final apresentou superfície plana, baixa rugosidade e sem rebarbas Embutimento a Frio O propósito do embutimento é de proteger os materiais frágeis durante a preparação, além de facilitar o manuseio das amostras pequenas que serão lixadas e polidas. Nesta fase de preparação a amostra foi introduzida em um molde cilíndrico, untado de agente desmoldante e sobre ela (a amostra) foi vertido o líquido polimerizante do tipo resina acrílica da marca Vipflash com catalisador para diminuir o tempo de cura. Durante a fase de embutimento, observou-se uma reação exotérrmica entre a resina acrílica e o catalisador promovendo um aquecimento considerável no conjunto formado pela amostra e resina Lixamento do tipo Manual Úmido Para eliminar as marcas mais profundas e arranhões da superfície da amostra a fim de se obter uma superfície plana com danos mínimos que possam ser removidos facilmente durante o polimento, no menor tempo possível, foi utilizada uma lixadeira de bancada pertencente ao Laboratório de Metalografia do Departamento de Engenharia Mecânica da UFPE, da marca Arotec modelo APL-4 ELO, do tipo manual, com sistema de irrigação à água para arrefecimento, evitando assim possível alteração estrutural da amostra.

55 39 Foram utilizadas lixas em disco rotativo com grãos abrasivos nas granas sucessivas de 220, 320, 400 e 600, ou seja, obedecendo à sequência da mais grossa para a mais fina, mudando-se de direção (90º) em cada lixa. A velocidade, a força aplicada no centro do corpo de prova e a lubrificação com água produziram amostras com superfícies isentas de deformações plásticas. Após cada lixamento, a amostra foi limpa com o uso de água corrente para remoção de resíduos. a) b) Figura 22 - Lixadeira utilizada na presente pesquisa (a) e uma amostra embutida e lixada (b). Em virtude dos compósitos fabricados apresentarem dureza relativamente mais baixa em relação as outros materiais mais duros (como por,exemplo aço rápido) a operação de lixamento foi realizada com mais celeridade do que o polimento. Inicialmente nas primeiras amostras foram utilizadas lixas de granas mais alta que a de 600, no entanto este lixamento (na grana acima de 600) prejudicou sobremaneira a operação de polimento subseqüente. Após o lixamento, as amostras sinterizadas foram submetidas à limpeza em banho com água corrente abundante e enviadas ao microscópio óptico antes de seguir para a operação de polimento Polimento Mecânico Manual O polimento tem como meta conferir acabamento superficial isento de marcas, na amostra já previamente lixadas, para tal foi utilizada uma máquina Politriz da marca Arotec, modelo Aropol 2V. Como amostra foi manuseada diretamente sobre o pano polidor, pode-se classificar como Polimento Manual. Já o agente polidor utilizado foi a pasta de diamante da marca Fortel

56 40 Ind.e Comércio com granulometria de 1µ (um micro) e como pano de polimento, de uso exclusivo para cada tipo de reforço, foi utilizado tecido de feltro autoadesivo de alta resistência com 200 mm de diâmetro capaz de proporcionar ótimo acabamento e planicidade Também foi utilizado lubrificante vermelho, próprio para polimento metalográfico, da marca Arotec S.A Ind. e Com., São Paulo-SP. Para limpeza da superfície a fim de retirar traços de resíduos remanescentes, foi empregado álcool etílico pro-análíse (PA), por ser um líquido volátil de fácil evaporação. Posteriormente o excesso de líquido foi evaporado por meio de jato de ar quente com auxílio de secador apropriado. Figura 23 - Politriz utilizada para polimento das amostras sinterizadas Ataque Químico O propósito do ataque químico na metalografia é revelar os contornos de grãos, a morfologia e as diferentes fases na microestrutura da amostra estudada e eventualmente identificar também as impurezas presentes. O microscópio ótico propiciou o estudo das micrografias da matriz AA6061 (sem reforço) após compactação e sinterização a fim de comparar as microestruturas desta matriz com as dos compósitos reforçados com nitreto de silício e nitreto de alumínio. O ataque químico da superfície de cada amostra foi realizado por meio de aplicação de solução aquosa de ácido fluorídrico a 0,5% durante tempo de 80 segundos (ROHDE,2010). Apesar do ácido fluorídrico ser o reativo universal para ligas de alumínio, observe o que diz Greenwood a respeito desse composto químico O ácido fluorídrico é mais conhecido do público pela sua habilidade em dissolver vidro e outros derivados de sílica por reagir com SiO 2 (dióxido de silício), o principal componente da maioria dos vidros. Esta propriedade é conhecida desde o século XVII, mesmo antes do ácido fluorídrico ter sido

57 41 preparado em grandes quantidades por Carl Wilhelm Scheele em 1771.(GREENWOOD, EARSHAW, 1984). A redução carbotérmica foi o primeiro método utilizado para produção de nitreto de silício e é agora considerada como a rota mais rentável na produção industrial de alta pureza em pó desse pruduto. Observe a a reação que ocorre na redução carbotérmica em atmosfera de nitrogênio em C de acordo com Frank (2004). 3SiO 2 (s) + 6 C(s) + 2 N 2 (g) Si 3 N 4 (s) + 6 CO(g) (3) Após o ataque químico, as amostras sinterizadas foram submergidas em banho ultrassônico, em solução 1:1 de água e álcool etílico durante o tempo de 3min (três minutos) para remoção do excesso de ácido e outras sujidades; posteriormente o excesso de líquido foi removido por meio de jato de ar quente com auxílio de secador apropriado. É importante ressalvar que as variações percebidas de brilho, de contrates, de textura e de cor nas micrografias depende da reflectância de cada material Análise Microscópica A superfície da amostra devidamente polida (para conferir boa refletividade da luz) e plana (para não perder o foco formando imagem satisfatória) fora submetida à análise microscópica, para isto empregou-se um microscópio ótico (MO) da marca Olympus, modelo BX51M pertencente ao Laboratório de Microscopia do Departamento de Engenharia Mecânica da UFPE, com capacidade de ampliação mínima e máxima respectivamente de 50x a 1000X, dotado de software de captura de imagem Analysis usando as seguintes ampliações 50x,100x,200x,500x.e 1000x.

58 42 Figura 24 - Microscópio ótico utilizado na presente pesquisa Microestrutura e composição elementar Para estudo da microestrutura e da composição química elementar da pastilha (disco) sinterizada foi utilizado o mesmo Microscopio Eletrônico de Varredura (MEV) usado na análise do pó processado; só que na superfície da amostra sinterizada e embutida com acrílico (material isolante), foram utilizados filetes de pasta de prata e de Conductive Carbon Cement da marca Leit-C nach Gocke para otimizar a condutividade eletrônica das amostras. Este fato pode explicar o aparecimento do elemento químico carbono (C) no EDS, outrossim a presença de picos do elemento químico Ag (prata). a) b) Figura 25 - Amostra sinterizada sem embutimento no porta amostra do MEV/EDS (a) e amostra embutida (b). Observe o detalhe da configuração dos filetes da pasta de prata na superfície da pastilha embutida para otimizar a condutividade eletrônica da amostra Dureza Vickers (HV) nos Compósitos Sinterizados O presente trabalho científico tem como propósito específico avaliar a influência da incorporação das diferentes frações em peso dos reforços na dureza da matriz metálica da liga

59 43 de Alumínio da família AA6061. Para realizar Dureza Vickers (HV) da pastilha do compósito sinterizado foi utilizado o Durômetro da marca WPMA pertencente ao Laboratório de Engenharia Mecânica da UFPE onde a metodologia utilizada está preconizada na norma NBR NM A carga aplicada no ensaio foi 5,0 Kgf e tempo de aplicação da carga ficou no intervalo entre 10 a 15 segundos como reza tal norma. A Dureza Vickers (HV) foi calculada pela seguinte fórmula: HV = 1,8344. P/d 2 (4) Onde P representa a carga aplicada que deve ser expressa quilograma-força (Kgf) e d corresponde à diagonal média das duas leituras registradas no equipamento que deve ser expressa em milímetro (mm), portanto a dureza Vickers deve ser expressa em Kgf/mm 2 e representada pelo valor de dureza, seguido do símbolo HV e de um número que indica o valor da carga aplicada. A presente técnica pode ser aplicável a vários tipos de materiais, dos mais moles aos mais duros, com ampla faixa de ajuste de cargas (MANUAL DO ENGENHEIRO GLOBO, 1977). a) b) Figura 26 - Durômetro utilizado (a) e indentação no compósito sinterizado (b). Em cada amostra sinterizada do compósito fabricado com a liga de alumínio AA6061 e reforçada com nitreto de silício e nitreto de alumínio nas frações em massa de 5,10 e 15% foram realizadas 5 (cinco) indentações.

60 44 4 RESULTADOS E DISCUSSÃO No presente capítulo os resultados são descritos por meio de tabelas, gráficos, figuras e dados obtidos durante os ensaios realizados na fase anterior. As idéias centrais da discussão foram calcadas na abordagem objetiva dos dados levantados a fim de se obter interpretações claras, precisas e sintéticas dos resultados. A técnica de Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) e Espectroscopia de Energia Dispersiva de Raios-X (EDS) foi empregada para caracterização microestrutural e para determinação da composição química qualitativa do pó processado por moagem de alta energia (MAE) e da pastilha (disco) do compósito sinterizado. Por outro lado para analisar a microestrutura nas ampliações 50X, 100X, 250X, 500X e 1000X dos compósitos sinterizado foi utilizada a técnica de microscopia ótica (MO). A técnica de Difração de Raios-X (DRX) serviu para caracterizar as fases cristalinas do pó processado por MAE. Para determinar a densidade do compactados verde, a densidade do sinterizado e o percentual de densificação do sinterizado em relação ao compactado verde foi empregado o método geométrico utilizando a relação massa / volume utilizando-se balança analítica de precisão com 03(três) casas decimais e paquímetro digital. E por fim os ensaios de dureza Vickers foram realizados para caracterização mecânica das pastilhas sinterizadas a vácuo. 4.1 Caracterização do Pós Recebidos para Pesquisa a) b) Figura 27 - Microfotografias obtidas no MEV por meio de elétrons secundários do pó recebido da matriz AA6061.

61 45 As figuras acima destacam a morfologia original, predominantemente esférica do pó da liga metálica de AA6061 recebido para pesquisa, sem reforço e sem sofrer o processo de moagem de alta energia. Essa morfologia é típica de material dúctil e de pó fabricado pelo método de atomização que promove a solidificação do metal em partículas finamente divididas, porém é uma morfologia não muito indicada para sofrer o processo de compactação, sobretudo a frio. O processo de MAE modifica a morfologia da liga AA6061 originalmente, esférica para uma morfologia equiaxial, mais propícia para o processo de conformação, pois evita a formação de propriedades direcionais (SURYANARAYANA, 1987). No geral observa-se que a liga de alumínio AA6061 recebida para pesquisa e sem reforço apresenta tamanho de partículas uniforme, forma regular e certo nível de porosidade (evidenciado na figura 27.b), tudo isso produzindo um pó com faixa de distribuição granulométrica mais estreita. AA6061 sem reforço Gráfico 2 - Difratograma (DRX) da liga AA6061 (sem reforço). Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa) Já o gráfico anterior mostra o difratograma com a predominância dos picos do elemento químico alumínio (Al) que possui estrutura cristalina cúbica de face centrada (CFC)

62 46 e a formação da fase de Mg 2 Si que confere endurecimento à liga de AA6061. É importante observar que o Si e o Mg são os elementos principais da liga da liga AA6061 como indicado na composição química do guia da ABAL. De acordo com Kottaus o silício melhora a fundibilidade, enquanto que o magnésio aumenta a resistência à corrosão, porém ambos favorecem o endurecimento das ligas de alumínio. Gráfico 3 - Distribuição de tamanho de partículas do pó da liga AA6061 recebida para pesquisa sem reforço. Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa)

63 47 Tamanho de Particula ( m) AA6061 d(0,1) -- d(0,5) -- d(0,9) Diametro de Particula ( m) Gráfico 4 - Mostra o tamanho da partícula da liga de alumínio AA6061(sem reforço). Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa). Os gráficos 3 e 4 mostram os resultados da pesquisa granulométrica utilizando a técnica de Difração a Laser para caracterizar a distribuição de tamanho de partícula da liga de alumínio AA6061 recebido para pesquisa, sem reforço e sem o processamento da MAE. Estes resultados evidenciaram que 10% do volume, d(0,1), das partículas analisadas estão abaixo de 58,208 µm; 50%, d(0,5), estão abaixo de 82,732µm e 90%, d(0,9) estão abaixo de 126,735 µm. Figura 28 - MEV do reforço cerâmico de nitreto de silício comercial recebido para pesquisa.

64 48 A figura acima mostra a microfotografia de MEV ampliada 1000x, obtida por meio de elétrons secundários, das partículas pó do recebido para pesquisa (pó elementar) do reforço cerâmico de nitreto de silício comercial. A microfotografia evidencia uma morfologia predominantemente irregular típica de material duro, fragmentada, de tamanho não uniforme e a formação de pequenas aglomerações de partículas no canto inferior esquerdo. Mostra também, a existência de porosidade existente entre as partículas do reforço. O nitreto de silício possui estrutura cristalina hexagonal e baixa densidade, apresentando 40% da densidade das superligas usadas a altas temperaturas. (CERTEC, 2011). Figura 29 - MEV do reforço cerâmico de nitreto de alumínio recebido para pesquisa A figura acima mostra a microfotografia de MEV ampliada 1000x obtida por meio de elétrons secundários das partículas pó elementar do reforço cerâmico de nitreto de alumínio comercial (também chamado de pó elementar ou precusor) recebido para pesquisa. A microfotografia mostra uma morfologia irregular típica de material duro, fragmentada, de tamanho mais uniforme em relação às partículas do reforço de nitreto de silício e sem a formação de aglomerações de partículas. Nota-se certo grau de similaridade no formato (irregular) deste reforço se comparado com o reforço de nitreto de silício. O nitreto de alumínio também possui estrutura cristalina hexagonal, fato que fica evidenciado em alguns grãos da micrografia acima exposta.

65 Resultado do MEV/EDS do pó processado por moagem de alta energia (MAE) Liga AA Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) a)5%si 3 N 4 +AA6061,MAE,30min b) 5%Si 3 N 4 +AA6061,MAE,60min c) 10%Si 3 N 4 +AA6061,MAE,30min d) 10%Si 3 N 4 +AA6061,MAE,60min e) 15%Si 3 N 4 +AA6061,MAE,30min f) 15%Si 3 N 4 +AA6061,MAE,60min Figura 30- Evolução morfológica do compósito reforçado com Si 3 N 4 nas frações em massa de 5% (a,b), 10% (c, d) e 15% (e, f) submetido a MAE durante 30 minuto (a, c, e) e 60 minutos (b, d, f) de processamento. A morfologia inicial dos pós é modificada quando as partículas são submetidas às colisões contínuas das bolas promovendo repetidas soldas, fraturas e resoldas permitindo um

66 50 melhor controle microestrutural no compósito. É importante frisar que a eficiência da MAE também depende das características morfológicas dos pós precusores recebidos para pesquisa. Inicialmente as partículas são deformadas, através da etapa de soldagem a frio onde as partículas são endurecidas e posteriormente inicia-se a etapa de fratura das partículas endurecidas, finalizando com o equilíbrio entre essas duas etapas (FOGAGNOLO, et al.,2002). As micrografias da figura acima mostram que o tempo de 30min foi insuficiente para que o componente duro do compósito, aqui representado pelo reforço Si 3 N 4 fosse reduzido a uma morfologia adequada para promover uma eficiente incorporação no componente matriz, aqui representado pelo pó AA6061; enquanto que o compósito processado com 60 minutos apresentou um padrão melhor de refinamento e melhor incorporação do reforço na matriz redundando numa moagem mais eficiente. O pó processado com 30min modificou a morfologia da liga AA6061 originalmente esférica para uma morfologia mais achatada e irregular, com a fratura predominando sobre a solda (a,c,e) fato que pode promover um grau de empacotamento menor no compósito e consequentemente menor densidade aparente do pó (densidade realizada sem a pressão de compactação). Isso pode limitar o curso da punção, devido ao maior volume ocupado pelo compósito no interior do molde, potencializando algum tipo dificuldade na etapa de compactação. A MAE utilizando 60 minutos (b,d,f) modificou a morfologia do compósito processado com 30min, de achatada e irregular, para uma morfologia mais próxima a equiaxial com a morfologia tendendo para esférica, morfoligia esta, típica do pó original da liga AA6061 recebida para pesquisa. Essa nova morfologia pode promover um maior grau de empacotamento fato que pode conduzir a um incremento na densidade aparente potencializando melhor compactação. Também refinou a morfologia do reforço de nitreto de silício originalmente irregular e de tamanho não uniforme. O compósito reforçado com 5% de Si 3 N 4 e processado em MAE durante o tempo de 30 min revelou uma morfologia mais grosseira, achatada e irregular; enquanto que o compósito reforçado com 5% de Si 3 N 4 e processado em MAE por 60 min, apresentou uma morfologia próxima a equiaxial, menos grosseira e mais regular em comparação com o tempo de 30min de moagem. O compósito reforçado com 10% de Si 3 N 4 e processado em MAE por 30 min revelou morfologia achatada, laminar e irregular em relação ao compósito submetido à MAE com o

67 51 tempo de 60 min e reforçado com 10% de nitreto de silício. O fato acima também se repete para o compósito processado com 60 min e reforçado com 15% de Si 3 N 4 que apresentou partícula com forma refinada e próxima a equiaxial em comparação com aquelas processadas com 30min. Observa-se um equilíbrio da fratura e da soldagem nos compósitos reforçados com 10% e 15% de Si 3 N 4 processados com 60minutos, indicando uma similaridade na morfologia e no tamanho das partículas, presumindo-se que ambos os compósitos apresentem características semelhantes tanto na etapa de compactabilidade quanto na etapa de sinterização. Analisando todas as micrografias acima, pode-se observar que o compósito processado com 60min e com fração mássica de 15% de Si 3 N 4 apresentou um maior grau de incorporação do reforço na matriz produzindo pó refinado com formato externo próximo ao equiaxial tendendo para o estado de equilíbrio, situação mais propícia para realizar o processo de conformação, como afirmou Suryanarayana, O processo de MAE modifica a morfologia da liga AA6061 originalmente, esférica para uma morfologia equiaxial, mais propícia para o processo de conformação, pois evita a formação de propriedades direcionais. A partícula do pó da liga AA6061, sendo mais dúctil, está mais susceptível à soldagem a frio, enquanto que a partícula do pó do reforço Si 3 N 4, por ser mais dura, está mais susceptível à fratura. O excesso de soldagem a frio é evitado devido à utilização do agente controlador do processo que no caso é o ácido esteárico.

68 52 a)5% Si 3 N 4 ;MAE ;30min b)5% Si 3 N 4 ;MAE ;60min c)10% Si 3 N 4 ;MAE ;30min d)10% Si 3 N 4 ;MAE 60min e)15% Si 3 N 4 ;MAE ;30min f)15% Si 3 N 4 ;MAE ;60min Figura 31. Deposição de partículas de reforço (Si 3 N 4 ) sobre as partículas do compósito reforçado com 5% (a,b), 10% (c,d) e 15% (e,f) após MAE durante 30 minutos (a,c,e) e 60 minutos (b, d, f) As micrografiasda figura 31 (a, d, e ) mostram a deposição das partículas do reforço de Si 3 N 4, sobre as partículas do componente matriz AA6061, enquanto que as micrografias (b,c,f) evidencia a morfologia irregular do compósito formado pelo reforço e pela matriz.

69 53 Gráfico 5 - Espectro da microanálise de EDS da liga AA6061 reforçada 15% Si 3 N 4, processada por MAE durante 30 minutos Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa) O gráfico acima apresenta o resultado da microánalise de EDS do compósito reforçado com 15% em massa nitreto de silício (Si 3 N 4 ) submetido à MAE durante 30 minutos. O pico de Si (silício) sinaliza que houve uma incorporação de partículas do reforço (Si 3 N 4 ) na matriz AA6061. O elemento químico nitrogênio presente no Si 3 N 4 não foi identificado porque possui baixo número atômico, portanto baixo nível de energia, o insuficinte para ser detectado na espectroscopia por energia dispersiva de raios x. Observa-se também a presença de carbono e oxigênio provavelmente oriundo do ácido esteárico (C 12 H 36 O 2 ), que tem de ponto de fusão entre 68-71ºC, indicando que o tempo de processamento de 30min, não gerou quantidade de calor suficiente para eliminar totalmente o PCA do processo de moagem. Menos provável, mas que não deixa de ser uma possibilidade é o fato do carbono (C) identificado no EDS poder ser originário dos corpos moedores, já que as esferas usadas na moagem de alta energia (MAE) foram fabricadas com aço SAE (ABNT 52100) que possui carbono (cerca de 1%) na sua composição química.

70 54 A presença do ouro é justificada pela metalização do pó com uma fina camada de Au (ouro) para otimizar a condutividade eletrônica do compósito. O alumínio (Al) e o Ferro (Fe) fazem parte da composição química da liga AA Liga AA Nitreto de Alumínio (AlN) a) 5%AlN+ AA6061;MAE,30min b) 5%AlN+ AA6061;MAE,60min c)10% AlN+ AA6061;MAE;30min d)10% AlN+ AA6061;MAE;60min e) 15% AlN + AA6061;MAE;30min f) 15% AlN + AA6061;MAE;60min Figura 32 - Mostra a evolução morfológica do compósito reforçado com AlN nas frações em massa de 5% (a,b), 10% (c, d) e 15% (e, f) submetido a MAE durante 30 minuto (a, c, e) e 60 minutos (b, d, f) de processamento. As micrografias da figura acima mostram que o tempo de 30min foi insuficiente para que o reforço AlN fosse reduzido a uma morfologia adequada para promover uma eficiente

71 55 incorporação na matriz da liga de alumínio AA6061; enquanto que o compósito processado com 60 minutos apresentou um padrão melhor de refinamento e melhor incorporação do reforço na matriz redundando numa moagem mais eficiente. Como na fase inicial da moagem as partículas estão pouco deformadas, tendem a se aglomerarem e formar grandes partículas. O pó processado com 30min modificou a morfologia da liga AA6061, originalmente esférica, para uma morfologia mais achatada e irregular, com a fratura predominando sobre a solda (a,c,e) fato que pode promover um grau de empacotamento menor no compósito e consequentemente menor densidade aparente do pó (densidade sem a pressão de compactação). Isso pode limitar o curso da punção, devido ao maior volume ocupado no interior do molde, potencializando alguma dificuldade na etapa de compactação. A MAE utilizando 60 minutos (b,d,f) modificou a morfologia do compósito processado com 30min, de achatada e irregular, para uma morfologia mais próxima a equiaxial e similar com a forma tendendo para a forma esférica do pó original, recebido para pesquisa, da liga AA6061. Essa nova morfologia pode promover um maior grau de empacotamento fato que pode conduzir a um incremento na densidade aparente potencializando melhor a compactação. Também refinou a morfologia do reforço de nitreto de alumínio, originalmente de morfologia predominantemente irregular. A MAE utilizando o tempo de moagem de 60min, apresentou também uma redução significativa no tamanho das partículas ocasionando uma melhor homogeneidade da dispersão do reforço na matriz. Observa-se uma similaridade na morfologia e no tamanho das partículas dos compósitos reforçados com 5, 10 e 15% processados com 30min. O mesmo padrão de similaridade ocorre também para os compósitos reforçados com 5, 10 e 15% e processados com 60min em MAE. Presume-se então que os compósitos que apresentem essas similaridades possuam comportamentos semelhantes tanto na etapa da compactabilidade quanto na sinterização futura. A partícula do pó da liga AA6061, sendo mais dúctil, está mais susceptível à soldagem a frio, enquanto que a partícula do pó do reforço AlN, por ser mais dura, está mais susceptível à fratura. Analisando todas as micrografias da figura acima, observar-se que o compósito processado com 60 minutos e com fração mássica de 15% de AlN revelou um padrão melhor de refinamento e melhor incorporação do reforço na matriz.

72 56 a) 5% AlN,MAE,30min b)5% AlN,MAE,60min c)10% AlN,MAE,30min d)10% AlN,MAE,60min e)15% AlN,MAE,30min f)15% AlN,MAE,60min Figura 33 - Deposição de partículas de reforço (AlN) sobre as partículas do compósito reforçado com 5% (a,b), 10% (c,d) e 15% (e,f) após MAE durante 30 minutos (a, c,e) e 60 minutos (b, d, f). As micrografias da figura 38 evidenciam um leve aumento na deposição das partículas do reforço (AlN) encerrados sobre as partículas do componente matriz AA6061 considerando o tempo de moagem de 60 min em relação ao tempo de 30min. Isto indica que o tempo de moagem de 30 minutos foi menos eficiente que o tempo de moagem de 60min, no que tange a incorporaraçao de reforço na matriz.

73 57 Gráfico 6 - Espectro da microanálise de EDS da liga AA6061 reforçada 15% de AlN, processada por MAE durante 30 minutos. Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa) O gráfico acima apresenta o resultado da microánalise de EDS do compósito reforçado com 15% em massa nitreto de alumínio (AlN) submetido a moagem de alta energia durante o tempo de 30min. Observa-se o predomínio do elemento químico alumínio (Al). O elemento químico nitrogênio presente no AlN não foi detectado por possuir baixo número atômico (Z=7).

74 Difração de Raios-X (DRX) do pó processado por Moagem de Alta Energia (MAE) AA6061 reforçado com 5% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) a) b) Gráfico 7 - DRX do compósito da Liga AA6061 reforçado com 5% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa) A identificação de 05 (cinco) picos de Si 3 N 4 no difratograma de 60 minutos contra 04 (quatro) picos de Si 3 N 4 no difratograma de 30min corrobora que o processamento na moagem de alta energia (MAE) utilizando 60min, incorporou uma quantidade maior de partículas de reforço na fase matriz.

75 59 Observa-se também similaridade entre os 02 (dois) gráficos acima em relação às leituras dos ângulos dos picos indexados (interferência construtiva), como também a intensidade de cada pico visto no eixo vertical. Tanto no difratograma de 30 minutos, como no de 60 minutos, os sistemas cristalinos identificados das fases do Al 2 O 3, Al e do Si 3 N 4 foram respectivamente, sistema ortorrômbico, sistema cúbico e sistema hexagonal. Sobre a presença do pequeno pico de Al 2 O 3 observe o que diz Feltre (2004) No estudo da corrosão, é interessante constatar que objetos de alumínio não se oxidam com facilidade, apesar do alumínio ser mais reativo do que vários outros metais. Na verdade ocorre uma oxidação superficial do alumínio, formando uma película muito fina de Al 2 O 3, que permanece fortemente aderida à superfície do metal (é o fenômeno chamado de apassivação do alumínio). Essa película protege o objeto de alumínio da continuação do ataque dos agentes atmosférico (O 2, umidade do ar etc). No caso de objetos de ferro ou de aço, a situação é diferente: a película de ferrugem que se forma é porosa, permitindo a passagem do oxigênio e da umidade do ar; desse modo o processo de corrosão continua até acabar com o objeto metálico (FELTRE, 2004) AA6061 reforçado com 10% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) a)

76 60 b) Gráfico 8 - DRX do compósito da Liga AA6061 reforçado com 10% de Nitreto de Silício. Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa) A identificação de 04 (quatro) picos de Si 3 N 4 no difratograma de 60min sinaliza que o processamento na moagem de alta energia (MAE) utilizando este tempo foi mais eficiente em relação ao tempo de 30min. Essa incorporação acontece quando as partículas são submetidas às colisões contínuas das bolas promovendo repetidas soldas, fraturas e resoldas durante à MAE. É importante frisar que a eficiência da MAE também depende das características morfológicas dos pós precusores recebidos e que o sistema cristalino predominante do alumínio é cúbico de face centrada, enquanto do nitreto de silício é o sistema hexagonal. O elemento titânio (Ti) identificado no difratograma de 60minutos, também apresentou sistema cristalino hexagonal.

77 AA6061 reforçado com 15% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) a) b) Gráfico 9 - DRX do compósito da Liga AA6061 reforçado com 15% de Nitreto de Silício Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa) A formação de 03 (três) picos da fase de Si 3 N 4 no difratograma da moagem de 60min contra 01(um) pico da fase de Si 3 N 4 no difratograma da moagem de 30min aponta

78 62 para o fato de que o processamento utilizando 60 min foi mais eficiente, no tocante a incorporação de partículas de reforço na fase matriz. Como no compósito reforçado com 5% de nitreto de silício, observou-se também uma similaridade entre os 02 (dois) gráficos acima, em relação apenas a intensidade de cada pico. O elemento químico silício identificado nos 02 (dois) difratogramas acima, apresentou sistema com estrutura cristalina hexagonal AA6061 reforçado com 5% de Nitreto de Alumínio (AlN) a) b) Gráfico 10 - DRX do compósito da Liga AA6061 reforçado com 5% de Nitreto de Alumínio. Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa)

79 63 A formação de 03 (três) picos da fase de AlN no difratograma da moagem de 60min (gráfico b) aponta que esta foi mais eficiente em relação a moagem de 30min (gráfico b), no tocante a inserção de partículas de reforço na matriz. Os picos de AlN apresentaram-se indexados em sistema com estrutura cristalina cúbica. Ambos os difratogramas acusaram a presença de pequenos picos de Al 2 O 3, situados à esquerda da abscissa; coincidentemente os difratogramas análogos (pó processado durante 30 e 60min com 5% de Si 3 N 4 ) também apresentaram picos de Al 2 O 3, praticamente nessa mesma posição AA6061 reforçado com 10% de Nitreto de Alumínio (AlN). a) b) Gráfico 11 - DRX do compósito da Liga AA6061 reforçado com 10% de Nitreto de Alumínio (AlN) (a,b). Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa) Nos gráficos acima, observam-se a formação de 04 (quatro) picos de AlN para ambos os tempos de moagem e fração de massa 10% de AlN, evidenciando que o reforço

80 64 duro foi inserido na matriz dúctil de AA6061 de forma eficiente. É importante frisar que a eficiência da MAE também depende das características morfológicas dos pós precusores recebidos e que o sistema cristalino predominante do alumínio é cúbico de face centrada, enquanto do nitreto de alumínio é o sistema hexagonal. No difratograma de 30minutos o primeiro pico de AlN apresentou indexação no sistema cristalino hexagonal, enquanto os 03 (três ) últimos no sistema cúbico DRX do compósito da Liga AA6061 reforçado com 15% de Nitreto de Alumínio (AlN). a) Gráfico 12-DRX do compósito da Liga AA6061 reforçado com 15% de Nitreto de Alumínio (AlN)(a,b). Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa) b) A semelhança e a simetria dos gráficos acima, tanto do ponto de vista do ângulo de difração 2, como para a intensidade, entre os difratogramas sinalizam que as partículas de reforço duro com 15% de Nitreto de Alumínio (AlN) foram eficientemente inseridas nas

81 65 partículas dúcteis da matriz AA6061, tanto para o tempo de moagem de 30 como para o tempo de moagem de 60min. 4.4 Granulometria dos Pós Processados por Moagem de Alta Energia (MAE) 4.4.1Liga de alumínio AA6061 reforçada com 5% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) a) 30min b)60min c) Gráfico 13 - AA6061 com reforço de 5% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) processada por Moagem de Alta Energia (MAE) durante o tempo de 30 e 60 min. (a,b,c). Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa)

82 66 A pesquisa granulométrica utilizando difração de laser para a determinação da distribuição de tamanho de partícula para os pós do compósito da liga de alumínio AA6061 reforçada com 5% Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) e processados por Moagem de Alta Energia (MAE) aponta para uma redução considerável no diâmetro das partículas com o aumento do tempo de moagem de 30 para 60 minutos. O gráfico 13.c mostra que 50% do volume do compósito analisado, para moagem de 30 minutos, está abaixo de 125 micro; enquanto que para o pó processado com 60 minutos, 50% do volume analisado está abaixo de 25 micro. Essa diminuição do tamanho de partículas em relação ao pó original recebido para pesquisa proporciona uma morfologia que permite maior compressibilidade do pó na etapa de compactação. O gráfico 13.a apresenta uma curva com distribuição de frequência suavemente assimétrica para à esquerda indicando que valor da média é menor que a mediana e esta menor que a moda que é o valor que se verifica com maior freqência. O gráfico 13.b revela que após a moagem com 60min, a curva tende para uma distribuição de frequência normal padronizada (curva guassiana) simétrica indicando que os valores de medida de posição de tendência central ( média, mediana e moda) se aproximam um do outro com o aumemto do tempo de moagem.

83 AA6061 reforçada com 10% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4) processada por Moagem de Alta Energia Moagem (MAE) durante 30min e 60min a)30min b)60min c) Gráfico 14 - AA6061 com reforço de 10% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) processada por Moagem de Alta Energia(MAE) durante o tempo de 30e 60 min O gráfico 14.c mostra que houve também uma redução considerável no diâmetro das partículas com o aumento do tempo de moagem de 30 para 60 minutos do pó do compósito da liga de alumínio AA6061 reforçada com 10% Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) e processados por Moagem de Alta Energia (MAE). O gráfico 14.c mostra que 50% do volume do compósito

84 68 analisado, para moagem de 30 minutos, está abaixo de 125 micro; enquanto que para o pó processado com 60 minutos, 50% do volume analisado está abaixo de 37.5 micro. O gráfico 14.a apresenta uma curva com distribuição de frequência suavemente assimétrica para à esquerda indicando que valor da média é menor que a mediana e esta menor que a moda que é o valor que se verifica com maior frequência. A curva apresenta um grau de achatamento com pico relativamente alto caracterizando curtose leptocúrtica. O gráfico 14.b revela que após a moagem com 60min, a curva tende para uma distribuição de frequência normal padronizada (curva guassiana) simétrica indicando que os valores de medida de posição de tendência central ( média, mediana e moda) se aproximam um do outro com o aumemto do tempo de moagem AA6061 reforçada com 15% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) a)30min b)60min

85 69 c) Gráfico 15 - AA6061 com reforço de 15% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) processada por Moagem de Alta Energia(MAE) durante o tempo de 30e 60 min. (a,b,c) O gráfico 15.c mostra uma redução no diâmetro das partículas com o aumento do tempo de moagem de 30 para 60 minutos do compósito da liga de alumínio AA6061 reforçada com 15% Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ). É importante observar a formação de uma curva desviada para a direita bimodal no gráfico 15.b (pó processado com 60min). A redução do tamanho das partículas do compósito reforçado com os diversos percentuais de nitreto de silício pode ser justificado pela ocorrência de um equilíbrio entre o fenômeno da soldagem em camadas das partículas dúcteis do componente matriz, no caso, a liga AA6061 e o fenômeno da fratura observada nas partículas duras do reforço de nitreto de silício. Observou-se nas imagens do MEV anteriormente comentadas, que o tempo de 30 minutos foi insuficiente para equilibrar as etapas de soldagem e fratura. O gráfico 15.b apesar de possuir média menor que o gráfico 15.a, apresenta 02 (dois) picos na sua curva mostrando uma distribuição não normalizada AA6061 reforçada com 5% de Nitreto de Alumínio (AlN)

86 70 a) 30min b) 60min Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa) Gráfico 16 - AA6061 com reforço de 5% de Nitreto de Alumínio (AlN) processada por Moagem de Alta Energia (MAE) durante o tempo de 30 e 60 min c) Em relação aos pós do compósito da liga de alumínio AA6061 reforçada com 5% Nitreto de Alumínio (AlN) e processados por Moagem de Alta Energia (MAE) foi verificado

87 71 uma redução substancial no diâmetro das partículas com o aumento do tempo de moagem de 30 para 60 minutos. Constatou-se que o compósito reforçado com 5% de AlN processado por MAE durante 30min apresenta 50%, D(0,5), do seu volume analisado abaixo de 80 micros aproximadamente; enquanto que o processado com 60 min apresenta 50%, D(0,5), do seu volume analisado abaixo de 35 micro aproximadamente AA6061 reforçada com 10% de Nitreto de Alumínio (AlN) a) 30min b) 60min

88 72 c) Gráfico 17 - AA6061 com reforço de 10% de Nitreto de Alumínio (AlN) processada por Moagem de Alta Energia (MAE) durante o tempo de 30e 60 min. Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa) A pesquisa granulométrica constata que houve uma redução no tamanho das partículas dos pós do compósito da liga de alumínio AA6061 reforçada com 10% Nitreto de Alumínio (AlN) quando foi aumentado o tempo de 30 para 60 minutos na moagem de alta energia. De acordo com Suryanarayana o tamanho das partículas usadas em moagem de alta energia pode variar de 1 a 200 microns. Este tamanho diminui exponencialmente com o tempo de moagem (SURYANARAYANA, 1987). O gráfico 17.a apresenta uma curva com distribuição de frequência suavemente assimétrica para à esquerda indicando que valor da média é menor que a mediana e esta menor que a moda que é o valor que se verifica com maior frequência. A curva apresenta um grau de achatamento com pico relativamente alto caracterizando curtose leptocúrtica. O gráfico 17.b revela que após a moagem com 60min, a curva tende para uma distribuição de frequência normal padronizada (curva guassiana) simétrica indicando que os valores de medida de posição de tendência central (média, mediana e moda) se aproximam um do outro com o aumemto do tempo de moagem.

89 Liga de alumínio AA6061 reforçada com 15% de Nitreto de Alumínio (AlN) processada por Moagem de Alta Energia Moagem(MAE) durante 30min e 60min a) 30min b) 60min c) Gráfico 18 - AA6061 com reforço de 15% de Nitreto de Alumínio (AlN) processada por Moagem de Alta Energia(MAE) durante o tempo de 30e 60 min Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa) A distribuição de tamanho de partícula para os pós do compósito da liga de alumínio AA6061 reforçada com 15% Nitreto de Alumínio (AlN) mostra uma queda bastante significativa no diâmetro das partículas com com o aumento do tempo de moagem de 30 para 60 minutos. Essa queda no tamanho das partículas facilita a incorporação do reforço de nitreto de alumínio na matriz AA6061. Segundo afirma Suryanarayana, o processo de moagem de

90 74 alta energia modifica a morfologia da liga AA6061 originalmente, esférica para uma morfologia equiaxial, mais propícia para o processo de conformação, pois evita a formação de propriedades direcionais (SURYANARAYANA, 1987). 4.5 Densidades dos Compactado Verde e Densificação dos Sinterizados Na etapa caracterização dos pós de moagem, verificou-se que apenas o pó processado durante o tempo de 60 minutos possibilitou um melhor refinamento, incorporação e distribuição das partículas na matriz AA6061, razão pela qual este tempo de moagem foi selecionado para fabricar as futuras amostras para sinterização em detrimento ao tempo de 30minutos Densidade do Compactado Verde e Densificação do Sinterizado da Liga de Alumínio AA6061 com reforço Particulado de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) Nessa etapa, uma quantidade de pó devidamente processado por MAE foi introduzida na cavidade do molde metálico cuja compactação foi realizada com 7,0 ton./cm 2. (700 MPa). Nos instantes inicias da compactação ocorre apenas o adensamento do pó, todavia o aumento gradativo da pressão promove a deformação plástica das partículas facilitando o processo de soldagem a frio. Tabela 8 Densidade do compactado verde processado por Moagem de Alta Energia (MAE) durante 60min da liga AA6061 reforçado com 5,10 e 15% de Si 3 N 4 Fração do reforço de nitreto de silício Densidade (g/m 3 ) Desvio Padrão Média de 03 leituras com 5% de reforço 2,358 0,234 Média de 03 leituras com 10% de reforço 2,458 0,021 Média de 03 leituras com 15% de reforço 2,465 0,038 A tabela 8 acima mostra que a melhor média da densidade para as condições aplicadas foi atingida com 15% de Si 3 N 4, ou seja, 2,465g/cm 3 cujo desvio o padrão foi de 0,038 evidenciando que a dispersão (variabilidade) dos valores individuais em torno da média das 3 (três) leituras individuais (para 15% de Si 3 N 4,) foi bastante satisfatório.

91 Densificação (%) 75 Após a compactação uniaxial a frio, as amostras do compactado verde, em formato de disco, foram submetidas ao processo de sinterização. Em seguida foi realizada a densidade das amostras sinterizadas. A densidade do compactado verde dividida pela densidade da amostra sinterizada resultou na densificação da amostra. A seguir as figuras ilustram os resultados de densificação obtidos para a liga de AA6061 reforçada com nitreto de silício. Tabela 9 Densificação do compósito sinterizado da liga AA6061 reforçada com fração em massa de 5,10 e 15% de Si 3 N 4 Fração do reforço de nitreto de silício Densificação (%) Desvio Padrão Média de 03 leituras com 5% de reforço 90,203 0,872 Média de 03 leituras com 10% de reforço 91,574 0,520 Média de 03 leituras com 15% de reforço 92,491 0, ,000 Densificação das pastilhas sinterizadas 90,203 91,574 92,491 50,000 0,000 Média de 03 leituras de densificação com 5% de reforço 0,872 0,520 0,407 Média de 03 leituras de densificação com 10% de reforço Média de 03 leituras de densificação com 15% de reforço Fração do reforço de nitreto de silício na matriz AA6061 Densificação(%) Desvio Padrão Gráfico 19 - Densificação do compósito do sinterizado da liga AA6061 reforçada com fração em massa de 5,10 e 15% de Si 3 N 4. Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa) A tabela 9 e o gráfico 19 mostram que a melhor média da densificação para as condições aplicadas foi atingida com 15% de Si 3 N 4, ou seja, 92,491% cujo desvio padrão foi de 0,407 evidenciando que a dispersão (variabilidade) dos valores individuais em torno da média das 03 (três) leituras, para 15% de Si 3 N 4, foi bastante satisfatória.

92 76 Amostra da liga da matriz AA6061 do pó recebido para pesquisa, também foi processada por MAE e sinterizada, nas mesmas condições exposta acima, obtendo-se uma densificação de 93,70% revelando um melhor grau de densificação que as amostras reforçadas com nitreto de silício. Isso pode ser justificado pelo fato de que o pó da liga AA6061 comercial recebido para pesquisa, possui morfologia próxima à esférica facilitando o grau de empacotamento, a compactação e em última instância a densificação. A densificação do compósito em estudo depende de vários fatores tais como: tipo de moagem, morfologia dos pós originais recebidos para pesquisa (pós precusores), natureza dos componentes (dúctil ou frágil), condições de compactação e parâmetros de sinterização, percentual de reforço na matriz e porosidade. O aumento da porosidade diminui o efeito da compactação afetando a densificação final do compósito que influencia a sinterização do compósito. Assim sendo, apesar do compósito sinterizado e reforçado com nitreto de silício apresentar uma microestrutura refinada e reforço bem distribuído na matriz, observa-se uma queda nos valores da densificação em relação à matriz da liga AA6061 recebida para pesquisa sem reforço que foi de 93,7%; mesmo sendo aplicada uma pressão externa associada à tempetura razoável de sinterização que foi de 500ºC durante tempo de 05 (cinco) horas Densidade do Compactado Verde e Densificação do Sinterizado da Liga de Alumínio AA6061 reforçado com Nitreto de Aluminio (AlN) Nos instantes inicias da compactação ocorre apenas o adensamento do pó, todavia o aumento gradativo da pressão promove a deformação plástica das partículas facilitando o processo de soldagem a frio. Tabela 10 Densidade do compactado verde processado por Moagem de Alta Energia (MAE) durante 60min da liga AA6061 reforçado com 5,10 e 15% de Nitreto de Alumínio (AlN). Fração do reforço de nitreto de alumínio Densidade (g/m3) Desvio Padrão Média de 03 leituras com 5% de reforço 2,450 0,035 Média de 03 leituras com 10% de reforço 2,465 0,024 Média de 03 leituras com 15% de reforço 2,488 0,022 Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa)

93 77 Analisando a tabela 10 observa-se que o aumento da fração do reforço promoveu um acréscimo nos valores da densidade e que a melhor média da densidade para as condições aplicadas foi atingida com 15% de AlN, ou seja, 2,488g/cm 3 cujo desvio o padrão foi de 0,022 evidenciando que a dispersão dos valores individuais em torno da média das 03 (três) leituras (para 15% de AlN) foi satisfatório. A compactação foi realizada com 7,0 ton/cm 2. (700 Mpa). Após a compactação, as amostras do compactado verde foram submetidas ao processo de sinterização. Em seguida foi realizada a densidade das amostras sinterizadas. A densidade do compactado verde dividida pela densidade da amostra sinterizada resultou na densificação da amostra. A seguir as figuras ilustram os resultados obtidos para a liga de AA6061 reforçada com nitreto de alumínio. Tabela 11 Densificação do compósito sinterizado da liga AA6061 reforçada com fração em massa de 5,10 e 15% de AlN Fração do reforço de nitreto de alumínio Densificação (%) Desvio Padrão Média de 03 leituras com 5% de reforço 90,919 0,264 Média de 03 leituras com 10% de reforço 92,659 0,711 Média de 03 leiturascom 15% de reforço 92,757 0,162 Fonte: (Dados coletados durante a pesquisa)

94 Densificação (%) 78 Densificação das pastilhas sinterizadas 100,000 90,919 92,659 92,757 50,000 0,264 0,711 0,162 Densificação(%) Desvio Padrão 0,000 Fração do reforço de nitreto de alumínio na matriz AA6061 Gráfico 20 - Densificação do compósito da liga AA6061 reforçada com fração em massa de 5,10 e 15% de AlN. F onte: (Dados coletados durante a pesquisa) A tabela 11 e o gráfico 20 mostram quea melhor média da densificação para as condições aplicadas foi atingida com 15% de AlN, ou seja, 92,757% cujo desvio o padrão foi de 0,162 evidenciando que a dispersão (variabilidade) dos valores individuais em torno da média das 03 (três) leituras (para 15% de AlN) foi bastante satisfatório. A sinterização ocorreu em forno a vácuo na temperatura de 500ºC durante 05 horas. No tocante a densificação, o melhor resultado obtido do sinterizado reforçado com 15% de Si 3 N 4, foi semelhante ao resultado do sinterizado reforçado com 15% de AlN. Os compósitos reforçados com nitreto de alumínio e nitreto de silício apresentaram gráficos de densificação semelhantes guardando certa simetria entre eles. De acordo com Pakdel et et al (2007) e Kumar et al. (2009), os compósitos fabricados a partir da liga de Alumínio AA6061 apresentam densificações satisfatórias quando produzidos por um processo de extrusão a quente. Explorando o que afirmou Pakdel et al (2007) e Kumar et al. (2009), seria razoável dizer que numa análise preliminar, que se o processo de conformação fosse realizada em dupla compactação a quente talvez proporcionasse valores de densidade mais elevadas no compactado verde e consequentemente maior grau de densificação no sinterizado. De acrdo com Petzow o acréscimo da taxa de densidade, com a utilização de pressão externa, pode estar relacionado ao aumento de solubilidade nos pontos de contato, auxiliando nas etapas de rearranjo e solução-reprecipitação dos grãos. (KAISSER, PEZOW, 1989).

95 Resultados da Microscopia Ótica (MO) dos compósitos reforçados e sinterizados Microscópia Ótica das pastilhas de matriz AA6061 sem reforço e sinterizadas. a)seção superficial b)seção superficial c)seção transversal d) seção transversal Figura 34 - Micrografias da matriz AA6061 sem reforço submetida à MAE durante 60 min. compactada e sinterizada a 550ºC. Ataque químico com HF 0,5% durante 80s. A figura 34 mostra as micrografias obtida por microscopia ótica (MO) evidenciando que o sinterizado sem reforço da matriz AA6061 apresenta, tanto na seção superficial como na transversal, microestrutura poligonal relativamente homogênea, agregado policristalino com contorno de grão bem definido representado pelas linhas escuras e tamanho de grão na ordem de 50 a 100µm. O tamanho dos grãos da liga AA6061 sinterizada e sem reforço, recebida para pesquisa pode ser explicada pela alta taxa de resfriamento sofrida no processo de atomização quando de sua fabricação, como também pela alta taxa de deformação sofrida no processo de moagem de alta energia a qual foi submetida esta liga de alumínio. Esse fato é particularment importante, pois um metal que apresenta tamanho de grão pequeno terá melhor resistência à tração a temperatura ambiente, pois os contornos de grão tendem a inibir a deformação de grãos individuais quando o material é submetido a esforços de tensão. (CETRE DO BRASIL, 2012).

96 80 O nível de porosidade se deve principalmente a morfologia esférica e a ductilidade das partículas da matriz AA6061 que proporcionam um bom fator de empacotamento durante a compactação obtendo-se um compactado verde com 93,7% de densificação em relação à densidade teórica da liga de alumínio AA6061 que é de 2,7 g/cm 3 (ZILNYK, CINTHO, 2008) AA6061 reforçado com 5, 10 e 15% em massa de Nitreto de Sílício (Si 3 N 4 ). 5% em massa de Nitreto de Sílício (Si 3 N 4 ) a) Área Superficial; 200x b) Área superficial; 1000x c) Secção transversal; 200x d) Secção transversal; 1000x Figura 35 - Micrografias do compósito reforçado com 5% em massa de nitreto Si 3 N 4 Micrografias do compósito reforçado com 5% em massa de Si 3 N 4 submetido à MAE durante 60 min, compactado e sinterizado. Ataque químico com HF 0,5% durante 80s. A figura 35 mostra as micrografias ampliadas 200x e 1000x, proporcionando uma visão global da microestrutura, tanto da superfície, como da secção transversal do compósito da liga de alumínio AA6061 reforçado com 5% em massa de nitreto de silício (Si 3 N 4 ). O fenômeno da soldagem em camadas pode ser visto principalmente na seção transversal. As micrografias ampliadas 1000 mostram, principalmente, a inserção do reforço

97 81 duro na matriz dúctil de AA6061, como dá uma idéia das dimensões e da geometria nodular do reforço representados pelas partículas mais escuras inseridas entre as camadas da matriz da liga AA6061. As micrografias superficiais mostram que as ligas reforçadas, já não mais apresentam os contornos de grãos bem definidos como acontece no caso da liga de alumínio AA6061 sem reforço. O que se observa são contornos de grãos com geometria pouca definida ou praticamente ausência de contorno de grãos, isso devido às sucessivas fraturas e soldas ocorridas durante a moagem de alta energia (MAE). A micrografia superficial aumentada 1000x mostra a inserção mesmo que discreta, sem aglutinação, do reforço na matriz AA6061. O fato deste reforço não se aglutinar pode indicar boa solubilidade dele na matriz AA6061 promovendo uma distribuição uniforme no compósito. A micrografia transversal ampliada 1000x mostra a formação de uma estrutura lamelar (camadas) e o processo da soldagem em camadas. 10% em massa de Nitreto de Sílício (Si 3 N 4 ) a) Área superficial;200x b) Área superficial;1000x c) Secção transversal; 200x d) Secção transversal; 1000x Figura 36 - Micrografias do compósito reforçado com 10% em massa de Si 3 N 4

98 82 Micrografias do compósito reforçado com 10% em massa de Si 3 N 4 submetidoà MAE durante 60 min, compactado e sinterizado. Ataque químico com HF 0,5% durante 80s. A figura 36 mostra as micrografias ampliadas 200x e 1000x, proporcionando uma visão global da microestrutura, tanto da superfície, como da secção transversal do compósito da liga de alumínio AA6061 reforçado com 10% em massa de nitreto de silício (Si 3 N 4 ). Observa-se uma distribuição homogênea do reforça na matriz. O fenômeno da soldagem em camadas pode ser visto principalmnete na seção transversal. As micrografias ampliadas 1000x mostram a inserção das partículas escuras nodulares do reforço duro na matriz dúctil de AA6061. As micrografias superficiais mostram que as ligas reforçadas e sinterizadas, já não mais apresentam os contornos de grãos bem definidos como acontece no caso da liga de alumínio AA6061 sem reforço. Também não se observa aglomeração de partículas nesse compósito evidenciando a importância do uso de agente controlador de processo na moagem. 15% em massa de Nitreto de Sílício (Si 3 N 4 ) a)área superficial;200x b)área superficial;1000x c)secção transversal;200x d)secção transversal;1000x Figura 37 - Micrografias do compósito reforçado com 15% em massa de Si 3 N 4.

99 83 Micrografias do compósito reforçado com 15% em massa Si 3 N 4 submetido à MAE durante 60 min, compactado e sinterizado. Ataque químico com HF 0,5% durante 80s. A figura 37 mostra a micrografia ampliada 200x e 1000x proporcionando uma visão global da microestrutura, tanto da superfície, como da secção transversal do compósito da liga de alumínio AA6061 reforçado com 15% em massa de nitreto de silício (Si 3 N 4 ). Observa-se uma distribuição homogênea do reforça na matriz. O fenômeno da soldagem em camadas pode ser visto principalmente na seção transversal. As micrografias ampliadas 1000x mostram principalmente, a inserção do reforço duro na matriz dúctil de AA6061, como dá uma idéia das dimensões e da geometria nodular das partículas do reforço. As micrografias superficiais mostram a inserção, sem aglomeração, do reforço na matriz AA6061; o fato deste reforço não se aglutinar pode indicar boa solubilidade dele na matriz AA6061, promovendo uma distribuição uniforme no compósito. As micrografias transversais mostram a formação de estruturas lamelares e intercaladas a estas (as camadas) a inserção dos reforços. Observe que o reforço está aderido no componente matriz. As micrografias superficiais mostram que as ligas reforçadas e sinterizadas, já não mais apresentam os contornos de grãos bem definidos como acontece no caso da liga de alumínio AA6061 sem reforço. O que se observa são alterações nas estruturas dos grãos provocados pela deformação plástica devido às sucessivas fraturas e soldas ocorridas durante a moagem de alta energia (MAE) AA6061 reforçado com 5, 10 e 15% em massa de Nitreto de Alumínio (AlN) 5% em massa de Nitreto de Alumínio (AlN) a)área superficial; 200x b)área superficial; 1000x

100 84 c)secção Transversal; 200x d)secção Transversal; 1000x Figura 38 - Mostra o compósito reforçado com 5% em massa de nitreto de alumínio (AlN). Micrografias do compósito reforçado com 5% em massa de AlN submetido à MAE durante 60 min, compactado e sinterizado. Ataque químico com HF 0,5% durante 80s. A figura 38 mostra as micrografias ampliadas 200x e 1000x, proporcionando uma visão global da microestrutura, tanto da superfície, como da secção transversal do compósito da liga de alumínio AA6061 reforçado com 5% em massa de nitreto de alumínio. As micrografias ampliadas mostram a inserção do reforço duro na matriz dúctil de AA6061, como dá uma idéia das dimensões e da geometria nodular do reforço representado pelas partículas mais escuras inseridas entre as camadas da matriz. A matriz dos compósitos preenche os espaços vazios que ficam entre os materiais reforços e mantem-os em suas posições relativas, transmitindo os esforços mecânicos aos reforços. As micrografias superficiais mostram que as ligas reforçadas, já não mais apresentam os contornos de grãos bem definidos como acontece no caso da liga de alumínio AA6061 sem reforço. O que se observa são contornos de grão com geometria pouca definida ou praticamente ausência de contorno de grãos, isso devido às sucessivas fraturas e soldas ocorridas durante a moagem de alta energia (MAE). A micrografia transversal ampliada 1000x mostra a formação de uma estrutura lamelar (camadas) e o processo da soldagem em camadas.

101 85 10% em massa de Nitreto de Alumínio (AlN) Área superficial; 200x Área superficial; 1000x Secção transversal; 200x Secção transversal;1000x Figura 39 - Micrografias do compósito reforçado com 10% em massa AlN. Micrografias do compósito reforçado com 10% em massa de AlN submetido à MAE durante 60 min, compactado e sinterizado. Ataque químico com HF 0,5% durante 80s. A figura 39 mostra as micrografias ampliadas proporcionando uma visão global da microestrutura, tanto da superfície, como da secção transversal do compósito da liga de alumínio AA6061 reforçado com 10% em massa de nitreto de alumínio (AlN). As micrografias ampliadas 1000x mostram a inserção do reforço duro na matriz dúctil de AA6061. As micrografias transversais mostram a formação de camadas deformadas, já sem o mesmo paralelismo do compósito sinterizado reforçado com 5% de AlN.

102 86 15% em massa de Nitreto de Alumínio (AlN) a)área superficial ; 200x b)área superficial ; 1000x c)secção transversal; 200x d)secção transversal; 1000x Figura 40- Micrografias do compósito reforçado com 15% em massa AlN. Micrografias do compósito reforçado com 15% em massa de AlN submetido à MAE durante 60 min, compactado e sinterizado. Ataque químico com HF 0,5% durante 80s. A figura 40 mostra as micrografias proporcionando uma visão global da microestrutura, tanto da superfície, como da secção transversal do compósito da liga de alumínio AA6061 reforçado com 15% em massa de nitreto de alumínio (AlN). As micrografias superficiais mostram que as ligas reforçadas, já não mais apresentam os contornos de grãos bem definidos como acontece no caso da liga de alumínio AA6061 sem reforço. A micrografia superficial ampliada 1000x mostra a inserção (sem aglomeração), do reforço na matriz AA6061 promovendo uma distribuição uniforme e homogênea do nitreto de alumínio no compósito. As micrografias transversais mostram a formação de lamelas (camadas) sem o mesmo grau de paralelismo do compósito reforçado com 5% de AlN processado com 60minutos.

103 Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) e Espectroscopia de Energia Dispersiva de Raios-X Compósito submetido à MAE durante 60 min, compactado e sinterizado MEV/EDS do compósito AA6061 reforçado com 5,0% de Si 3 N 4 Área superficial ; 1000x Área superficial ; 2500x Secção transversal; 500x Secção transversal; 1000x Figura 41 - MEV do compósito AA6061 reforçado com 5%de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ). A figura 41 mostra as micrografias da microestrutura, tanto da superfície, como da secção transversal do compósito sinterizado da liga de alumínio AA6061 reforçado com 5% em massa de nitreto de silício representados pelas partículas brilhantes. As micrografias mostram a inserção do reforço duro na matriz dúctil de AA6061, como dá uma idéia das dimensões e da geometria nodular das partículas do reforço. As micrografias superficiais mostram que as ligas reforçadas, já não mais apresentam os contornos de grãos bem definidos. As micrografias superficiais ampliadas 1000x e 2500x mostram a inserção, mesmo que discreta do reforço na matriz AA6061. As micrografias transversais mostram a formação de lamelas (camadas) discretamente deformadas e o reforço aderido ao componente matriz.

104 88 Ao contrário da Microscopia Ótica (MO), a micrografia do MEV ampliada 2500x revela o surgimento de cavidades gerando interstício no compósito, indicando a formação de porosidade. Sobre sinterização Alves Júnior afirma que existem, rigorosamente falando, dois tipos básicos de sinterização: a sinterização por fase sólida e a sinterização por fase líquida. A força motora para a ocorrência de qualquer tipo de sinterização é a diminuição da energia livre superficial do conjunto de partículas. Esta diminuição ocorre por meio do desaparecimento da interface material/poro, que é substituída pela interface material/material, quando a porosidade desaparece. Estes dois tipos básicos de sinterização são capazes de densificar total ou parcialmente a estrutura, sendo que com o primeiro tipo é possível se obter uma estrutura com porosidade controlada, enquanto que o fechamento total da porosidade é mais facilmente obtido através da sinterização por fase líquida (SILVA, ALVES JUNIOR, 1998). a)ponto 1

105 89 b)ponto 2 c)ponto 3 Gráfico 21 - EDS do compósito AA6061 reforçado com 5% de Si 3 N 4 (a,b,c). Todas as micrografias são referentes à área superficial da amostra. Observa-se na figura 21.a (ponto 1) que o Al (alumínio) prevalece no espectro do EDS. Nesta pastilha sinterizada foi utilizada pequenos filetes da pasta de carbono sobre a superfície embutida com acrílico na amostra com o intuito de otimizar a condutividade eletrônica; fato que explica a surgimento de um pequeno pico de carbono no canto inferior esquerdo do espectro.

106 90 No gráfico 21.b (ponto 2) prevalece o elemento químico Silício (Si), indicando que a o reforço de Si 3 N 4 foi devidamente introduzida na matriz AA6061. O Titânio (Ti) faz parte da composição química da matriz AA6061 com o propósito de conferir redução do tamanho de grão da microestrutura. O gráfico 21.c (ponto 3) prevalece o elemento químico Alumínio (Al). O pico bastante razoável de Silício (Si) indica que o reforço de Si 3 N 4 foi devidamente introduzido na matriz AA MEV/EDS do compósito AA6061 reforçado com 10% de Si 3 N 4 Área superficial ; 1000x Área superficial ; 2500x Secção transversal; 500x Secção transversal; 1000x Figura 42- MEV / EDS do compósito AA6061 reforçado com 10% de Si 3 N 4. A figura 42 mostra as micrografias da microestrutura, tanto da superfície, como da secção transversal do compósito sinterizado da liga de alumínio AA6061 reforçado com 10% em massa de nitreto de silício (Si 3 N 4 ) representado pela estrutura nodular brilhante inserida entre as camadas da matriz. As micrografias transversais ampliadas 500x e 1000x sinalizam para um aumento da ínserção do reforço na matriz AA6061 em relação ao compósito sinterizado e reforçado com

107 91 5% de nitreto de silício, como também a formação de camadas da matriz e o reforço intimamente ligado à estrutura lamelar. Algumas micrografias mostram a interface matriz-reforço. Por ser a região de ligação entre a matriz e o reforço, ocorre à transferência de carga (ASTHANA, 1998). Além de constituir se em local de geração de discordâncias durante os processos de deformação plástica e alterações térmicas (MANOHARAN, 1999). a)ponto 1 b)ponto 2

108 92 c)ponto 3 Gráfico 22 EDS do compósito AA6061 reforçado com 10% de Si 3 N 4 (a,b,c) Todas as micrografias são referentes à área superficial da amostra. Devido à similaridade entre os espectros, a mesma observação acerca do EDS da liga AA6061 reforçada com 5% de nitreto de silício pode ser aplicada ao compósito reforçado com 10% de nitreto de silício MEV/EDS do compósito AA6061 reforçado com 15 % de Si 3 N 4 Área superficial ; 1000x Área superficial ; 2500x

109 93 Secção transversal; 1000x Secção transversal; 2500x Figura 43 - Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) das pastilhas sinterizadas do compósito AA6061 reforçado com 15% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ). A figura 43 mostra as micrografias da microestrutura, tanto da superfície, como da secção transversal do compósito sinterizado da liga de alumínio AA6061 reforçado com 15% em massa de nitreto de silício (Si 3 N 4 ). Observa-se uma distribuição homogênea da fase de reforço no componente matriz. As micrografias sinalizam para inserção, sem aglomeração, do reforço na matriz AA6061; o fato deste reforço não se aglutinar pode indicar boa solubilidade dele na matriz AA6061 promovendo uma dispersão uniforme no compósito. As micrografias transversais mostram também a deformação plástica das lamelas do componente matriz AA6061. Especificamente a ampliada 2500x mostra de forma clara e precisa a espessura da lamela da matriz e a distância interlamelar, região esta onde se encontra inseridos os reforços introduzidos no compósito. As micrografias do MEV ampliadas (superficiais e transversais) 1000x e 2500x revelam o surgimento de um grau menor de cavidades indicando menor taxa de porosidade; fato este bastante consistente, tendo em vista que o compósito sinterizado da liga de alumínio AA6061 reforçado com 15% em massa de nitreto de silício (Si 3 N 4 ) apresentou maior grau de densificação em relação ao compósito fabricado com 5 e 10% deste mesmo reforço.

110 94 a)ponto 1 b)ponto 2 c)ponto 3 Gráfico 23 - EDS do AA6061 reforçado com 15% de Nitreto de Silício (Si 3 N 4 ) (a,b,c).

111 95 Todas as micrografias são referentes à área superficial da amostra. Fazendo uma sinopse pode-se concluir que nos espectros da microánalise de EDS do compósito sinterizado com 15% de Si 3 N 4, houve uma incorporação satisfatória do reforço na matriz AA6061.Este fato também é enfatizado pela formação de 03(três) picos da fase de Si 3 N 4 no difratograma da moagem de alta energia utilizando esta fração mássica de reforço MEV/EDS do compósito AA6061 reforçado com 5,0% de AlN Área superficial ; 1000x Área superficial ; 2500x Secção transversal; 500x Secção transversal; 1000x Figura 44 - MEV das pastilhas sinterizadas do compósito AA6061 reforçado com 5% de Nitreto de Alumínio (AlN). A figura 44 mostra as micrografias da microestrutura, tanto da superfície, como da secção transversal do compósito sinterizado da liga de alumínio AA6061 reforçado com 5% em massa de nitreto de alumínio representado pelas partículas brilhantes da secção tranversal. A dimensão e a geometria das partículas de nitreto de alumínio são semelhantes as do nitreto de silício, provavelmente pelo fato de que ambos os reforços possuírem propriedades

112 96 mecânicas semelhantes; além de apresentarem ligações químicas predominantemente covalentes e sistema cristalino prepoderademente hexagonal. Especificamente as micrografias da seção transversal, mostram de forma clara e precisa a espessura da lamela da matriz e a distância interlamelar, região esta onde se encontra inseridos os reforços introduzidos no compósito. Ao contrário da Microscopia Ótica (MO), a micrografia do MEV ampliada 2500x revela o surgimento de cavidades gerando interstício no compósito, indicando a formação de uma estrutura rugosa e porosa que exercem influência sobre as propriedades mecânicas e a densidade do compósito sinterizado. a)ponto 1 b)ponto 2

113 97 c)ponto 3 Gráfico 24 - EDS das pastilhas sinterizadas do compósito AA6061 reforçado com 5% de AlN. Observa-se no gráfico 24.a (ponto 1) que o Al (alumínio) é a fase predominante no espectro do EDS. Nesta amostra foi utilizada pequenos filetes da pasta de carbono sobre a superfície embutida, com acrílico, para melhorar a condutividade eletrônica, fato que explica a surgimento de um pico de carbono no canto inferior esquerdo do espectro. Na figura 24.b (ponto 2) ainda prevalece elemento químico Alumínio (Al). Na figura 24.c (ponto 3) prevalece o elemento químico Alumínio (Al). Não foi identificado nenhum pico de Silício (Si) indicando incorporação de reforço na matriz AA6061 insatisfatória, pelo menos do ponto de vista do EDS MEV/EDS do compósito AA6061 reforçado com 10 % de AlN Área superficial ; 1000x Área superficial ; 2500x

114 98 Secção transversal; 500x Secção transversal; 1000x Figura 45- MEV das pastilhas sinterizadas do compósito AA6061 reforçado com 10% de AlN. A figura 45 mostra as micrografias da microestrutura que sinalizam claramente para um aumento da inserção, sem aglomeração, do reforço na matriz AA6061 em relação ao compósito sinterizado reforçado com 5% de AlN. Nas micrografias transversais, observa-se que as partículas brilhantes e descontínuas do reforço de nitreto de silício estão aderidas na estrutura lamelar da matriz AA6061 que preenche os espaços do compósito sinterizado. Esta aderência promove a interação entre o reforço e matriz facilitando o incremendo das propriedades mecânicas do material fabricado. A dimensão e a geometria das partículas de nitreto de alumínio são semelhantes as do nitreto de silício, provalvemente pelo fato de que ambos os reforços possuírem propriedades mecânicas semelhantes, além de apresentarem ligações químicas predominantemente covalentes e sistema cristalino hexagonal. A micrografia do MEV ampliada 2500x revela o surgimento de cavidades gerando interstício no compósito, indicando a formação de uma textura rugosa e estrutura com divesros tipos de poros alguns deles interconectados entre si.

115 99 a)ponto 1 b)ponto 2 c)ponto 3 Gráfico 25 EDS das pastilhas sinterizadas do compósito AA6061 reforçado com 10% de AlN.

116 100 Observa-se no gráfico 25.a (ponto 1) que o Al (alumínio) prevalece no espectro do EDS. O gráfico 25.b (ponto 2), os elementos químicos carbono, titânio e magnésio são identificados por pequenos picos em relação ao alumínio. O gráfico 25.c (ponto 3)foram identificados o carbono, cromo, ferro, magnésio, alumínio e níquel. Não foi identificado nenhum pico de silício (Si) indicando incorporação de reforço na matriz AA6061 insatisfatória, pelo menos do ponto de vista do EDS MEV/EDS do compósito AA6061 reforçado com 15 % AlN Área superficial ; 1000x Área superficial ; 2500x Secção transversal; 950x Secção transversal; 2500x Figura 46 - MEV das pastilhas sinterizadas do compósito AA6061 reforçado com 15% AlN. As micrografias transversais ampliadas 950x e 2500x sinalizam para inserção, sem aglomeração, do reforço cerâmico representado pelas partículas brilhantes na matriz metálica AA6061.

117 101 As micrografias das secções transversais mostram também a formação de várias pilhas de planos, deformadas, revelando uma estrutura predominatemente lamelar da matriz AA6061. Nas micrografias transversais, observa-se também que as partículas brilhantes e descontínuas do reforço de nitreto de alumínio estão aderidas na estrutura lamelar da matriz AA6061 que preenche os espaços do compósito sinterizado. Esta aderência promove a interação entre o reforço e matriz facilitando o incremendo das propriedades mecânicas e físicas do material fabricado. As micrografias superficiais do MEV revelam o surgimento de cavidades gerando interstício no compósito, indicando a formação de uma superfície com textura rugosa e estrutura porosa, com os poros predominademente no formato esférico e de menor diâmetro em relação aos compósitos reforçados com 10 e 15% de nitreto de silício. Sobre o processo de sinterização observe o que diz Luiz Antonio Genova Na fase inicial as ligações se desenvolvem, principalmente por difusão atômica entre grãos adjacentes, formando-se a região do pescoço sem nenhuma variação dimensional, mas com um elevado grau de coesão. Com a elevação da temperatura, aumentam as superfícies de ligação, observando-se o crescimento do pescoço. Apesar de haver transporte de material, não se observa ainda a deformação na peça. Em seguida, inicia-se a etapa de fechamento dos poros intercomunicantes e simultaneamente o arredondamento dos poros, provocando deformações na peça. Com o aumento da temperatura, ocorre a contração dos poros, acompanhada da diminuição do volume da peça e o aumento das propriedades mecânica; este estágio praticamente determina as propriedades do sinterizado. Finalmente, no último estágio ocorrerá o coalescimento e crescimento dos poros remanescentes. Este estágio consiste na contração e eliminação dos poros pequenos e isolados e no crescimento dos poros maiores, contribuindo para redução da energia livre do sistema. É importante mencionar que nos estágios intermediários e final da sinterização, ocorre o crescimento dos grãos. (GENOVA, 2009).

118 102 a)ponto 1 b)ponto 2 c) Ponto 3 Gráfico 26 - EDS do compósito AA6061 reforçado com 15% de AlN.