ESTUDO DAS CONDIÇÕES DE TRATAMENTOS TÉRMICOS DE LIGAS DE ALUMÍNIO E COMPÓSITOS OBTIDOS VIA METALURGIA DO PÓ.

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1 Jornadas SAM CONAMET - AAS 21, Septiembre de ESTUDO DAS CONDIÇÕES DE TRATAMENTOS TÉRMICOS DE LIGAS DE ALUMÍNIO E COMPÓSITOS OBTIDOS VIA METALURGIA DO PÓ. C. E. da Costa a, Marcelo Vargas b e M. L. Parucker b a UDESC CCT/FEJ - Departamento de Engenharia Mecânica DEM Campus Universitário Joinville/SC BRASIL, dem2cec@joinville.udesc.br b SENAI/CTEMM, Rua Waldemar Doller, Joinville/SC BRASIL moises@ctemm.ind.br RESUMO Ligas de alumínio, principalmente aquelas endurecíveis por precipitação (séries 2XXX, 6XXX, 7XXX) são as mais utilizadas nas pesquisas tanto sobre materiais via metalurgia do pó (P/M) de alta resistência para aplicações na indústria aeronáutica e automobilística, como também como matrizes de compósitos de matriz metálica. O uso do alumínio na metalurgia do pó foi fortemente impulsionado pela utilização de ligas que formam eutéticos de baixo ponto de fusão, viabilizando a sinterização com fase liquida e resultando em ligas com alta performance. Todas estas razões incentivam o aperfeiçoamento de processos e o desenvolvimento de novas ligas e técnicas de fabricação com o conseqüente aumento do desempenho destes materiais. Neste trabalho faz-se um estudo do comportamento de ligas obtidas por P/M quanto as condições de tratamentos térmicos. Estas condições térmicas são avaliadas por DSC, indicando temperaturas diferentes do que as recomendadas por norma para ligas trabalháveis convencionais com composição similar, sendo necessário otimizar as condições de cada liga. No caso dos compósitos, devem ser levada em conta as reações entre o reforço e a matriz, principalmente quando as reações podem diminuir os elementos de liga da matriz minimizando os efeitos dos tratamentos térmicos. Os tratamentos térmicos aumentam as propriedades mecânicas do alumínio P/M, quando comparados a materiais sem tratamento ou obtidos por técnicas convencionais. Palavras - Chave Metalurgia do pó, compósitos, estudo térmico, interface. INTRODUÇÃO Entre os diferentes métodos que existem para aumentar a resistência mecânica dos materiais, o endurecimento por precipitação é o de maior importância para ligas de alumínio de alta resistência. Os metais e ligas endurecem, quando se dificulta, por diversos mecanismos, o movimento de discordâncias em uma estrutura cristalina. O endurecimento por precipitação produz-se pela existência de uma segunda fase que dificulta o movimento das discordâncias. A presença da segunda fase pode ser obtida através de tratamentos térmicos, em ligas que apresentam transformações no estado sólido. A maioria das ligas de alumínio 235

2 Da Costa e Parucker utilizadas comercialmente são tratadas termicamente, pelo tratamento de soluçãoprecipitação. No caso das ligas de alumínio, a transformação em estado sólido é devido a variação da solubilidade com a temperatura para faixas de composição e sistemas de ligas determinadas [1,2]. Entretanto, nem todos os sistemas apresentam reações no estado sólido. Além de produzir o endurecimento, é necessário formar uma estrutura metaestável e o grau de endurecimento produzido por uma determinada reação em estado sólido varia de um sistema para outro e em alguns casos pode chegar a ser insignificante. Isto é, a aparição de uma determinada reação deve considerar-se condição necessária para o endurecimento, mas não unicamente [3]. Determinados sistemas evoluem à temperatura ambiente para estados mais estáveis em que é necessário que ocorra a precipitação do soluto em excesso. Este processo denominado envelhecimento natural, produz um endurecimento progressivo da liga que muitas vezes pode durar períodos muito longos de tempo e em algumas ocasiões, vários anos. Estudos em MEV comprovam que o fenômeno de envelhecimento natural deve-se à formação de agrupações de átomos de soluto nas denominadas Zonas Guinier-Preston (GP), cujo número cresce ao longo do tempo. O efeito endurecedor destas zonas é devido que as zonas GP impedem o movimento de discordâncias através do reticulado, devido as distorções que originam nela [4]. Em outras ocasiões, a evolução para sistemas mais estáveis requerem tratamentos a temperaturas mais ou menos elevadas, recebendo o nome de envelhecimento artificial. A temperaturas relativamente baixas, formam-se as zonas GP enriquecidas em soluto. Ao aumentar a temperatura ou o tempo, produz-se a substituição das zonas GP por precipitados de transição com estrutura cristalina própria e diferente do reticulado, ainda que coerente com o reticulado e a fase de equilíbrio. Este estado também provoca um endurecimento na liga tratada termicamente. Um avanço na precipitação provocará um engrossamento das fases de transição e a posterior transformação em precipitados de equilíbrio incoerentes com o reticulado cristalino da liga e que levará a um amolecimento, conhecido como superenvelhecimento [4,5]. Observamos que enquanto o envelhecimento natural leva a um aumento contínuo da resistência com o tempo, o artificial produz um aumento até um máximo, variável com o tempo para cada temperatura e a partir do qual observa-se uma queda na resistência da liga. Os principais elementos de ligas que atuam nas ligas de alumínio em menor ou maior grau como formadores de compostos endurecedores são Cu, Mg, Si e Fe, Mn e Ni [4]. Outra possibilidade é o endurecimento por dispersão, técnica utilizada para obter os materiais endurecidos por dispersão de óxidos (ODS), em que obtém-se o endurecimento da liga através da dispersão de fina partículas duras em uma matriz dúctil formando barreiras de deslizamento. Este endurecimento pode ser obtido através da moagem de alta energia, permitindo ultrapassar o nível de solubilidade de elementos de liga por se tratar de um processo no estado sólido, mantendo o controle de reações indesejadas dos elementos de ligas frente à temperatura [6,7,8]. 236

3 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL Jornadas SAM CONAMET AAS 21 O principal objetivo deste trabalho é o estudo do comportamento térmico de ligas de alumínio obtidas por moagem de alta energia e compósitos de matriz de alumínio reforçados com intermetálicos. As ligas utilizadas são das séries 2 e 6 (ambas obtidas por moagem de alta energia-ma) com as composições especificadas na tabela 1. Os compósitos estudados foram obtidos a partir da mistura de percentuais de 5 e 1 % de intermetálicos de Ni 3 Al fabricados por solidificação rápida (RST) e moagem de alta energia (MA). O processo de consolidação utilizado foi extrusão direta a uma temperatura de 53ºC. Nas barras extrudadas foi realizado o estudo térmico por calorimetria diferencial de varredura (DSC), com a finalidade de verificar as transformações de dissolução e precipitação de fases influenciada pela técnica de fabricação e pela dispersão de intermetálicos na formação dos compósitos. A temperatura final de solubilização utilizada foi obtida através deste estudo. Já o tratamento térmico de envelhecimento artificial foi levado a cabo a 16ºC por 18 horas, para precipitação, de acordo com a norma ASTM B (tratamento T6). A solubilização foi feita em banho de sais e a precipitação em um forno com circulação de ar forçado e resfriamento no forno. Tabela 1 Composição química das ligas utilizadas. LIGA %Cu %Mg %Si 214-MA 4,5,5,7 661-MA,2 1,,5 ANÁLISE DOS RESULTADOS Estudo da Ligas 214-MA obtida por moagem de alta energia. A figura 1a, mostra a curva de DSC para o material extrudado, em que podemos fazer as seguintes análises: na região A não se verifica transformações apreciáveis, na região C ocorrem dissoluções de compósitos (reação endotérmica) acelerada com a temperatura; na região D, reação exotérmica, no ponto máximo quase todos os elementos estão dissolvidos e no ponto mínimo encontra-se a temperatura ótima de solubilização (~49ºC); no ponto E inicia-se fusão de eutéticos de baixo ponto de fusão (reação endotérmica) sobrepondo a reação anterior. Já na figura 1b é avaliada a curva de DSC depois do tratamento térmico de envelhecimento artificial (T6). Na zona B ocorre a dissolução de precipitados instáveis incoerentes a partir da dissolução ocorrida na etapa anterior; nos pontos C e D ocorrem as dissoluções generalizadas de compostos e a precipitação dos mesmos acelerada com a temperatura. No ponto E temos o começo de fusões de eutéticos da mesma forma que no caso somente extrudado. A partir do material estudado obtido por moagem de alta energia, verifica-se um ciclo apropriado de tempo e temperatura. Isto se deve ao fato de que a solubilidade dos elementos no alumínio obtidos pelo processo de moagem de alta energia, é diferente que nas ligas convencionais. A temperatura ideal para a liga 214-MA convencional, segundo a norma ASTM B [9] é de 54ºC, e para o caso do estudo realizado mediante DSC, concluímos que a temperatura ideal é 49ºC. 237

4 Da Costa e Parucker O tratamento de envelhecimento foi realizado a 16ºC por um tempo de 18 horas, de acordo com a norma ASTM B [9]. A solubilização foi feita em banho de sais e a precipitação em um forno com circulação de ar forçado e resfriamento no forno. Além do estudo realizado por DSC, foi feito também um estudo in situ, avaliando as diferenças microestruturais e de dureza, sendo verificado que em temperaturas acima de 49ºC começa a ocorrer fusões de eutéticos caracterizando a queima do material, corroborando para a temperatura de 49º como a temperatura ideal. Este comportamento se justifica pela maior reatividade do pó da liga 214-MA obtida por moagem de alta energia, por estar em um estado mais instável e com um maior número de defeitos no reticulado, fazendo que as reações de dissolução sejam antecipadas.,2 - -,2 - A C D E (a) D E C B,2 A - -, (b) Figuras 1 Calorimetria diferencia de varredura (DSC) para a liga 214- MA em estado somente extrudado (a) e após o tratamento T6 (b). Estudo dos compósitos reforçados com intermetálicos. As curvas de DSC apresentadas nas figuras 2a e 2b correspondem à influência de reforços na obtenção de compostos da liga AA214 reforçados com intermetálico Ni 3 Al obtidos por moagem de alta energia e por solidificação rápida. No material extrudado, as transformações que ocorrem no sentido das dissoluções e precipitações estão mais relacionadas com a matriz do que com os reforços. A diferença mais importante está relacionada com a quantidade de precipitações e redissoluções devido ao comportamento das partículas, em que atuam como sumidouro de vacantes, com a conseqüente diminuição da cinética de precipitação. Outro fenômeno que começa a aparecer nos tratamentos térmicos está relacionado com a superfície dos reforços que atuam como nucleante nas interfaces matriz-reforço, provocando a formação de precipitados grosseiros coerentes mais estáveis. Também a formação da interface rica em cobre entre as partículas de reforço e a matriz depois do tratamento T6, tem uma forte influência no processo de dissolução e precipitação pelo empobrecimento da matriz em cobre. Comparando as quantidades de dispersão de reforços (5 e 1%) verifica-se que para uma maior quantidade da fase dispersa, diminui ainda mais as reações de precipitação devido a uma maior quantidade de sumidouro de vacâncias e a existência de uma maior quantidade de pontos de nucleação para a formação de precipitados grosseiros ricos em cobre. 238

5 Jornadas SAM CONAMET AAS 21 No caso do reforço de Ni 3 Al-MA (figuras 3a e 3b), verifica-se um comportamento muito diferente, em que as reações que ocorrem no material unicamente extrudado são mais intensas. Estas reações estão relacionadas com a formação da interface matriz-reforço, principalmente devido as características morfológicas das partículas. As partículas obtidas por solidificação rápida têm uma morfologia esférica e conseqüentemente apresentam menor superfície específica, enquanto que as partículas irregulares são mais reativas superficialmente. O processo de fabricação também tem influência pelo fato de que na moagem de alta energia, produz-se uma maior quantidade de defeitos, uma refinação da microestrutura e um aumento da tensões residuais, o que aumenta a energia livre do sistema e em conseqüência, a tendência ao equilíbrio faz com que ocorram fortes reações. Figura. 2 - Calorimetria diferencial de varredura da liga 214-MA (a) Ext,2 a - b c T6 -, (a),2 - -,2 - a b c (b) e do composto 214-MA reforçado com 5% de Ni 3 Al-RST (b). Para o tratamento T6 ocorre uma mudança importante nas reações de dissolução e precipitação, devido ao empobrecimento da matriz em cobre, já que temos menos compostos a precipitar, tornando-se menos sensível ao tratamento térmico. Este comportamento tem uma forte influência nas propriedades finais dos compósitos, tornando os tratamentos térmicos ineficientes para o aumento das propriedades. Para comprender melhor estas reações de formação da interface entre reforço e matriz, foi realizado dois tratamentos térmicos. Primeiro foram feitos três ensaios consecutivos de DSC (figura 4a) a uma temperatura de 55ºC, onde comprovou-se que apesar dos tempos curtos de permanência em temperatura, ocorre uma diminuição da energia de formação da interface. Depois do primeiro DSC, ocorrem fortes reações interfaciais e após o terceiro DSC, ocorre a formação da interface reforço/matriz. 239

6 Da Costa e Parucker c,2 T6 d - Ext -, c,2 T6 - d -,2 - Ext Figura 3 - Calorimetria diferencial de varredura dos compósitos 214-MA reforçado com 5% Ni 3 Al-MA (a) e 1% de Ni 3 Al-MA (b). Uma segunda prova realizada, foi tratar termicamente a 49ºC (figura 4b) amostras reforçadas com Ni 3 Al RST e MA, com resfriamento lento no forno. A curva de DSC mostra que a evolução com a temperatura é igual apara ambos intermetálicos, exceto ao chegar na região c onde ocorrem reações endotérmicas muito mais intensas para o intermetálico Ni 3 Al MA (os compostos formados na interface são provavelmente do tipo CuNiAl 3 ),2 - -, ºDSC 2ºDSC 3ºDSC c c,2 - -,2 MATT - RST Figura 4- Calorimetria diferencial de Varredura dos compósitos 214-MA (a) reforçado com Ni 3 Al-MA (3 DSC consecutivos) e (b) reforçado com Ni 3 Al-MA e RST, solubilizado a 49ºC com esfriamento no forno. Estudo da liga AA661 Quanto ao uso da liga 661, em que a quantidade de elementos de liga é muito menor que a AA214, as reações ocorrem intensamente (figura 5), podendo-se concluir que para ligas de alumínio que são tratadas por solução-precipitação, a possibilidade de reações é muito grande. O efeito sobre as propriedades destes materiais pode ser verificada pela dureza (tabela 2) em que para a liga sem reforço tem-se uma aumento de 25% após tratamento T6, enquanto que os compósitos solubilizados em diferentes temperaturas permanecem nos 24

7 Jornadas SAM CONAMET AAS 21 mesmo patamar em média 17 HV. Uma alternativa será o uso de matriz de ligas endurecidas por dispersão, em que os níveis de reações ou de formação de compostos intermetálicos é muito menor e neste caso as reações poderiam ser minimizadas. Outra possibilidade é o estudo de intermetálicos mais estáveis como é o caso do NiAl, que através de estudos preliminares foi constatado que com os mesmos tratamentos térmicos aplicados para os casos anteriores, não ocorreram reações interfaciais. Tabela 2 Dureza da liga 661-MA e compósito reforçado com Ni 3 Al-RST, após tratamento de solubilização em diferentes temperaturas. DUREZA VICKERS HV5 Extrudado Solubilizado 51ºC Solubilizado 52ºC Solubilizado 53ºC Solubilizado 54ºC Solubilizado 55ºC 661-MA MA + Ni 3 Al-RST (a) (b) (c) Figura 5 Microestrutura do compósito 661-MA reforçado com Ni 3 Al-RST. Interface formada após solubilização em diferentes temperaturas: (a) somente extrudado, (b) 51ºC, (c) 52 ºC, (d) 53ºC, (e) 54ºC e (f) 55ºC). CONCLUSÕES (d) (e) (f) - A técnica de DSC demonstrou-se eficaz para o estudo do comportamento térmico de ligas de alumínio obtidas por moagem de alta energia, bem como de compósitos. 241

8 Da Costa e Parucker - A obtenção de ligas de alumínio por moagem de alta energia resultam mais reativas, fazendo-se necessário um estudo térmico para determinar a temperatura de solubilização adequada. - Reações ocorridas na interface de reforços/matriz provocam uma diminuição de elementos de liga da matriz (principalmente Cu). - A perda de elementos de liga da matriz diminui a capacidade de endurecimento, tornado ineficiente o tratamento térmico e mantendo os mesmos níveis de dureza dos compósitos sem tratamento térmico. BIBLIOGRAFIA: 1. C. E. da Costa Obtencion de materiales Compuestos de Matriz de Alumínio reforçados com intermetálicos vis Pulvimentalurgica. Estudio e Optimizacion de la Aleación Base y los Intermetálicos Obtenidos por Aleación Mecánica. Tesis Doctoral, Universidad Politécnica de Madrid, España, D. Busquet Mataix Invertigación de la Interacción Matriz-Partícula en Materiales Compuestos de Matriz de Aluminio Reforzados con Intermetálicos. Influencia en las Características Resistentes. Tesis Doctoral, Universidad Politécnica de Valencia, España, J.A. Pero-Sanz Elors Materiales Metálicos: solidificación, diagramas, transformaciones. Ed. Dossat, Madrid, I. J. Polmear Light Alloys: Metallurgy of the Light Metals. Ed. Arnold, London, J.E. Hatch Aluminium Alloys: Structure and Properties. Butterworths, London- Boston, W.S. Miller and F.J. Humphreys Strengthening Mechanisms in Particulate Metal Matrix Composites. Scripta Metallurgica et Materialia, vol 25, pp , M.L. Van Meter, L. Kampel and A. Lawley Dispersión Strenghtened P/M Al-Mg Alloys. Advances in Powder Metallurgy & Particulate Materials, vol. 7, pp , K. Vedula, G.M. Michal and A.M. Figueredo. Oxide Dispersion Strengthened Aluminides. Modern Developments in Powder Metallurgy, vol. 2, pp , Standard Practice for: Heat Treatment of Aluminum Alloys. ASTM, B ,