19º Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência dos Materiais CBECiMat, 21 a 25 de novembro de 2010, Campos do Jordão, SP, Brasil

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1 PROPRIEDADES MECÂNICAS E MICROESTRUTURAIS DE UM COMPÓSITO COM MATRIZ DE ALUMÍNIO E REFORÇO AMORFO DE AL 87,5 NI 4 SM 8,5 CONSOLIDADO POR EXTRUSÃO A QUENTE L. C. R. Aliaga 1, M. M. Peres 2*, C. Bolfarini 1, C. S. Kiminami 1, W. J. Botta 1 1 Departamento de Engenharia de Materiais, Universidade Federal de São Carlos, Rodovia Washington Luiz, km 235, , São Carlos, SP, Brazil 2 Universidade Federal de Itajubá Campus Itabira. Rua São Paulo, 377. Itabira-MG. * peresmm@yahoo.com.br RESUMO Este trabalho visa analisar as propriedades mecânicas e microestruturais de um compósito constituído por matriz de alumínio e reforço da liga Al 87,5 Ni 4 Sm 8,5 amorfa. A liga amorfa foi produzida por melt-spinning e cominuída por moagem de alta energia para a obtenção de pó. Pós de alumínio e da liga amorfa foram misturados numa proporção de 80:20% em peso e submetidos a moagem de alta energia a 350 rpm por 30 minutos, gerando uma mistura homogênea de pó compósito. Este produto foi consolidado por extrusão à 235 o C, velocidade da travessa de 2mm/min e razão de redução de 7/1, gerando uma barra cilíndrica compacta de 3mm de diâmetro. A amostra resultante foi caracterizada por microscopia eletrônica de varredura (MEV), calorimetria diferencial de varredura (DSC) e por difração de raios-x (DRX). Ensaios de microdureza e de compressão indicaram melhoria nas propriedades mecânicas. Palavras chave: materiais compósitos, ligas amorfas, cristalização, extrusão a quente. 1. INTRODUÇÃO O alumínio comercialmente puro possui baixa resistência à tração (σr), cerca de 90 MPa [1], podendo alcançar 180 MPa com trabalho a frio. Algumas ligas da série 7000, endurecidas por precipitação, podem atingir σr de 570 MPa, valor superior à σr de260 MPa de um aço baixo carbono. Está bem estabelecido que ligas de Al têm sido desenvolvidas através dos seguintes mecanismos: (1) solução sólida, (2) precipitação, (3) refinamento do tamanho de grão, (4) dispersão de reforços, (5) endurecimento e (6) reforço de fibras. O uso desses sistemas de reforço convencional conduzem a um limite de resistência à tração de 500 a 600 MPa em temperatura ambiente. [2] 6672

2 Estudos sobre o desenvolvimento de ligas de alta resistência mecânica à base de Al pela adição de fases metaestáveis vêm sendo realizados. Em particular, uma atenção especial tem sido dada às estruturas não-periódicas que consistem de fases amorfas, quasicristalinas, cristalinas metaestáveis e também a mistura dessas. Inoue e colaboradores conseguiram encontrar ligas amorfas à base de Al com alta resistência à tração, superior a 1200 MPa [3]. Posteriormente, foi observado [4] que a dispersão homogênea de nanopartículas de Al-fcc em matriz amorfa causa um aumento drástico na resistência à tração para 1560MPa, ou seja, cerca de três vezes superior ao apresentado pelas ligas convencionais à base de Al de alta resistência. As estruturas fora de equilíbrio podem ser classificadas nas seguintes categorias: (1) fase amorfa única, (2) nanoestruturas de Al-fcc e compostos intermetálicos obtidos pela cristalização de uma fase amorfa, (3) estrutura de Al-fcc parcialmente cristalizado em nano-escala com matriz amorfa, (4) estrutura nano-quasicristalina com nanopartículas quasicristalinas rodeadas por uma fase de Al-fcc sem contornos de grão, (5) coexistência de fases nano-granulares de amorfo e Al-fcc e, (6) Al-fcc nano-granular embutido em fase amorfa. As propriedades mecânicas dessas ligas são muito superiores em comparação às ligas cristalinas convencionais. Ligas amorfas com cerca de 85% de Al nos sistemas Al-Ln-TM exibem transição vítrea (Tg), seguida por uma região de líquido super-resfriado (ΔTx = Tx - Tg) na faixa de temperatura abaixo da temperatura de cristalização (Tx), embora ΔTx seja bastante estreito e inferior a 30K [5]. Em teoria, na região de líquido super-resfriado, o material comporta-se como fluxo viscoso, com baixa resistência à deformação plástica e permitindo a conformação para a obtenção de um produto finamente acabado. Em geral, ligas amorfas ricas em Al cristalizam pela precipitação de Al-fcc seguido pela decomposição da matriz amorfa para compostos intermetálicos. Diversos estudos mostram que, dependendo da taxa de resfriamento, podem ser obtidas estruturas mistas em escala nanométrica composto por partículas de Al-fcc e por uma matriz amorfa. O tamanho e a variação da fração volumétrica das nano-partículas de Al-fcc também é infuenciada pela taxa de resfriamento. Este processo conduz a um aumento na resistência à tração, com tensão máxima de 1560 MPa em aproximadamente 25% de deformação para um tamanho médio de grão entre 3 e 5 nm. [6] 6673

3 Mesmo com o intensivo estudo de ligas amorfas à base de alumínio nas últimas décadas, continua a busca de composições adequadas e o desenvolvimento de processos para a produção de peças amorfas volumosas, fator esse que abre o caminho para estudos de consolidação de fitas ou pós amorfos em temperaturas dentro do intervalo ΔTx com o intuito de se obter peças com estruturas especiais e de alta resistência mecânica. O processo de consolidação por extrusão a quente apresenta um grande pontencial para a consolidação de fitas ou de pós provenientes de compósitos de estrutura parte amorfa e parte cristalina, desde que se consiga manter um rigoroso controle dos parâmetros de processo, tais como a temperatura e a taxa de deformação. 2. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL Lingotes da liga Al 87,5 Ni 4 Sm 8,5 foram preparados em forno a arco elétrico sob atmosfera de argônio ultrapuro e com getter de Ti a partir de elementos químicos de elevada pureza (acima de 99,9%). Em seguida foram produzidas fitas amorfas por meltspinning. As fitas foram cortadas em pedaços de 3mm de comprimento e fragmentadas por moagem de alta energia em um moinho tipo planetário (razão de massa bolas/carga de 40/1, de 30 em 30 minutos até completar 2:30h). O pó da liga Al 87,5 Ni 4 Sm 8,5 amorfa foi misturado com pó de alumínio puro nanocristalino na proporção de 85% em peso de Al a 15% da liga amorfa. A mistura foi compactada à temperatura ambiente (25 o C) em cilindros de 7,7 mm de diâmetro, a 600MPa, e posteriormente consolidada por extrusão à 230 o C, sob velocidade do punção de 2mm/min e razão de redução de área de 7/1. Os lingotes, as fitas e os pós obtidos foram caracterizados por difração de raios-x (DRX) e calorimetria diferencial exploratória (DSC). Medidas de DRX foram realizadas em um difratômetro Siemens modelo D5005, utilizando radiação Cu-Kα (λ = 1,5418Å) e varredura de 2 o /min de 10 o a 90 o. A caracterização térmica por DSC foi realizada em um equipamento da marca Netzsch, modelo DSC 404, com taxa de aquecimento de 40ºC/min sob atmosfera de argônio ultrapuro com fluxo de 150 ml/min. 3. RESULTADOS E DISCUSSÃO As dificuldades encontradas na consolidação por extrusão de amorfas totalmente amorfas, devido à sua resistência mec6anica muito elevada, conduziram a conformação 6674

4 de compósitos de matriz cristalina com reforço amorfo. A figura 1 mostra o termograma de DSC a taxa de aquecimento de 40 K/mim de amostras em forma de fita e pó da liga de composição nominal Al 87,5 Ni 4 Sm 8.5. Observa-se que tanto a fita como o pó obtido após moagem de 2 horas a 350 RPM em moinho planetário, apresentam basicamente o mesmo padrão térmico com uma pequena mudança na região de líquido superresfriado de 2 graus e uma melhor evidência do fim da segunda reação de cristalização. Fluxo de calor Exo. T g T g T x Pó apos 2 horas de moagem a 350 RPM Fita Temperatura (K) Figura 1: termogramas de DSC à taxa de aquecimento de 40 K/mim de amostras em forma de fita e do pó da liga amorfa de composição nominal Al 87,5 Ni 4 Sm 8.5 Uma pequena modificação da estrutura amorfa após a moagem é verificada pelos padrões de DRX na figura 2. Pode-se observar a presença de pequenos picos correspondentes a formação de uma fase cristalina no pó, entretanto a pouca intensidade indica que a fração volumétrica desta fase não é representativa e corresponderia ao intermetálico formado no segundo pico de cristalização toda vez que o primeiro pico corresponde a nanocristalização de Al-fcc. Intensidade (u. a.) P ó F i t a θ g r a u s Figura 2: Padrões de DRX correspondentes à fita e ao pó obtido após moagem da fita a 350 RPM por 2:30 horas em moinho planetário 6675

5 A figura 3 mostra os padrões de DRX do compósito de 85%Al-fcc com 15% Al 87,5 Ni 4 Sm 8,5 de pó amorfo consolidado por extrusão à 230 o C. Observa-se picos de base relativamente larga correspondentes ao Al-fcc e alguns picos não identificados de pequena intensidade correspondentes à alguma fase intermetálica metaestável. A análise por DRX não conseguiu detectar a presença da fase amorfa na amostra devido à pequena porcentagem de fase amorfa presente, sendo que a intensidade dos picos de Al-fcc são muito superiores quando comparados aos correspondentes à fase amorfa. Contudo, foi possível identificar a fase amorfa por medida de DSC, conforme se observa a transição de fase de cristalização em 595 K na figura 4. Intensidade relativa (I/Io) * (111) 100% (200) 16.2% (220) 5.3% Al-15Am orfo ext R7T234V02 (311) 9.1% (222) 10.9% θ (graus) Figura 3: Padrão de DRX do compósito consolidado por extrusão a quente, 85%Al-fcc e 15% Al 87,5 Ni 4 Sm 8,5 amorfo. É importante ressaltar a mudança no comportamento térmico da fase amorfa antes e depois da consolidação do compósito. As curvas correspondentes ao pó amorfo evidenciam uma transição à 527 K correspondente à nanocristalização de Al-fcc, seguida por uma segunda cristalização que inicia a 570 K e finaliza a aproximadamente 610 K. Por outro lado, o termograma do compósito evidencia a transição de nanocristalização que se sobrepõe a uma segunda transição a aproximadamente 595K. Considerando que a moagem gerou uma pequena fração volumétrica de uma fase cristalina metaestável, evidenciada também por um terceiro pico de pequena intensidade, é possível concluir que o processo de extrusão levou a uma modificação composicional da fase amorfa, a mesma que eliminou a formação da segunda fase intermetálica do segundo pico de cristalização na temperatura de 570 K. 6676

6 DSC (mv/mg) Exo. 0,7 0,6 0,5 T x = 527 K T x2 = 595 K Al-15Amorfo ext R7T234V02 0,4 0, Temperatura (K) Figura 4: termograma de DSC do compósito 85% Al + 15% Amorfo. A estrutura do compósito consolidado é também visível nas micrografias de microscopia eletrônica de varredura, como se observa na figura 5. A figura 5.a mostra a dispersão homogênea da fase amorfa na matriz de alumínio do compósito; na figura 5.b é possível se observar partículas amorfas (claras) em uma matriz de Al-fcc de grão nanométricos (os quais não são definidos na imagem pelo aumento de 2000X); a figura 5.c mostra o detalhe de uma partícula de fase amorfa e a figura 5.d mostra em maior detalhe a matriz de Al-fcc, onde se observa diversos defeitos, como a presença de microtríncas e microporosidade formados durante o processo de extrusão a quente. a) b) c) d) Figura 5: micrografias de MEV do compósito 85%Al + 15%Al 87,5 Ni 4 Sm 8,5 amorfo. a) estrutura do compósito, b) matriz de Al-fcc, c) partícula amorfa, d) detalhe da compactação da matriz de Al-fcc. A composição do compósito obtida por espectroscopia de dispersão de energia (EDS) foi Al 95 NiSm 4 (%atômica), resultado dentro do esperado (erro de medida de 5%). Já a composição da fase amorfa, também estimada por EDS, foi de Al 85,64 Ni 4,96 Sm 9,40 (%atômica), um pouco diferente da liga inicial. Essa pequena diferença da composição pode ter conduzido à mudança do TFA e consequentemente do seu comportamento de cristalização termicamente induzida, justificando a ausência do segundo pico de cristalização no termograma correspondente ao compósito, porém presente para a fita e 6677

7 para o pó antes de serem submetidos à extrusão. De fato, a composição da fase amorfa pode ter sido alterada pela à difusão de Al da fase amorfa para a fase cristalina. A figura 6 apresenta a curva tensão x deformação sob compressão do material compósito consolidado por extrusão. O limite de elasticidade, de 190 MPa, representa um aumento significativo em relação ao alumínio puro. 250 Tensão de compressão (MPa) Limite de elasticidade ao 0,2% 190 M P a Deformação (%) Figura 6. Curva tensão x deformação em ensaio de compressão do compósito 85% Al + 15% Amorfo. A melhora na resistência mecânica pode ser interpretada pela combinação de dois mecanismos de reforço: 1) dispersão homogênea do reforço amorfo nos grãos de Al-fcc e nos contornos de grão, e 2) o refinamento do tamanho de grão da matriz de Al. 4. CONCLUSÕES A técnica de extrusão a quente de 15% de pó amorfo de Al 87,5 Ni 4 Sm 8,5 com 85% de pó de alumínio puro nanocristalino com temperatura dentro do intervalo de líquido super-resfriado foi efetivo em consolidar as partículas do compósito de forma a manter a fase amorfa. A metodologia utilizada para cominuição, mistura e consolidação do compósito foi eficiente em promover uma distribuição homogênea de partículas amorfas em uma matriz nanocristalina de Al-fcc. Tanto a dispersão do reforço amorfo como o refinamento do tamanho de grão da matriz de Al-fcc contribuiram na melhora da resistência mecânica da liga, apresentando limite de escoamento de 190 MPa. 6678

8 5. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS 1. Joseph R. Davis, Aluminum and aluminum alloys, J. R. Davis & Associates, ASM International Handbook Committee, A. Inoue, H. M. Kimura, K. Kita, New Horizons in Quasicrystals, Ed. A. I. Goldman, D. J. Sordelet, P. A. Thiel and J. M. Dubois (Singapore: World Scientific) (1997). 3. A. Inoue, K. Ohtera, A. P. Tsai, T. Masumoto, Jpn. J. Appl. Phys. 27 (1988) L Y. H. Kim, A. Inoue, T. Masumoto, Mater. Trans. JIM 31 (1990) A. Inoue, K. Ohtera, A. P. Tsai, H. Kimura, T. Masumoto, Jpn. J. Appl. Phys. 27 (1988) L Y. H. Kim, A. Inoue, T. Masumoto, Mater. Trans. JIM 32 (1991) 599. MICROSTRUCTURAL AND MECHANICAL PROPERTIES ANALYSIS OF AN ALUMINIUM MATRIX COMPOSITE REINFORCED WITH THE AMORPHOUS ALLOY AL 87.5 NI 4 SM 8.5 CONSOLIDATED BY HOT EXTRUSION ABSTRACT The aim of this work is the microstructure and the mechanical properties analysis of an aluminium matrix composite reinforced with the Al 87.5 Ni 4 Sm 8.5 amorphous alloy. The amorphous alloy was produced by melt-spinning and fragmented in powder particles by milling. Pure aluminium power was moistured with amorphous powder in a proportion of 80:20 (% weight) and processed by milling using 350 rpm during 30 minutes for the generation of a homogeneous composite powder. This product was consolidated by extrusion at 235 o C, ram speed of 2mm/min and extrusion ratio of 7/1, generating a compact and cylindrical bar with 3 mm of width. The result sample was characterized by Scanning Electron Microscopy (SEM), Differential Scanning Calorimetry (DSC) and by X-Ray Diffraction (XRD). Microhardness and compression tests show an improvement on the mechanical properties. Key-words: composite materials, amorphous alloys, crystallization, hot extrusion 6679