FABRICAÇÃO E CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DE COMPÓSITOS DE MATRIZ DE ALUMÍNIO REFORÇADOS COM LIGAS QUASICRISTALINAS AlCuFe E AlPdMn

Transcrição

1 FABRICAÇÃO E CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DE COMPÓSITOS DE MATRIZ DE ALUMÍNIO REFORÇADOS COM LIGAS QUASICRISTALINAS AlCuFe E AlPdMn W. Wolf 1, L. C. R. Aliaga 1, F. G. Coury 1, D. Travessa 2, C. R. M. Afonso 1, V. A. S. Mendes 1 e W. J. Botta 1 Rod. Washington Luis, km 235, São Carlos,SP witorw@gmail.com 1 Universidade Federal de São Carlos, São Carlos, SP, Brasil. 2 Universidade Federal de São Paulo, São José dos Campos, SP, Brasil RESUMO O uso de fases quasicristalinas (QC s) como reforços em compósitos metálicos tem como objetivo o aumento de propriedades mecânicas da matriz metálica utilizada. Isso se deve as propriedades de elevada dureza e resistência ao desgaste que as fases QC s exibem. O objetivo do presente trabalho foi a fabricação de compósitos de matriz de alumínio reforçados com as ligas quasicristalinas Al 65 Cu 20 Fe 15 e Al 70.5 Pd 21 Mn 8,5 (at.%). As ligas QC foram fabricadas em forno a arco e submetidas à moagem de alta energia (MAE). MAE também foi utilizada para a obtenção da mistura mecânica dos pós da liga QC e de alumínio puro. A mistura foi, na sequência, consolidada por extrusão a quente. Os resultados indicam uma grande importância do processo de mistura mecânica na microestrutura final dos compósitos fabricados. Palavras-chave: Ligas de alumínio, Quasicristais, Compósitos, Extrusão INTRODUÇÃO As fases QC exibem características cristalográficas que as diferenciam das fases cristalinas comuns. Elas podem apresentar, por exemplo, simetrias rotacionais proibidas para materiais cristalinos como simetria rotacional de ordem cinco, oito, dez e doze, dependendo da estrutura formada pela liga. A maior parte das ligas QC formam estruturas icosaedrais, como ocorre no 5031

2 sistema Al-Cu-Fe e Al-Pd-Mn (este último também pode apresentar estrutura decagonal) (1,2). Essa estrutura confere a esses materiais certas características se assemelham aos materiais cerâmicos como elevada dureza, baixa condutividade elétrica e térmica e elevada fragilidade além de apresentarem algumas características de materiais metálicos (especialmente em elevadas temperaturas) e de materiais poliméricos (como o Teflon, devido as suas características superficiais) (3,4). Isso traz inúmeras possibilidades de aplicação para esses materiais. Entretanto, devido à dificuldade de seu processamento e de serem materiais relativamente novos ainda estão em fase de pesquisa. Devido à elevada fragilidade apresentada por essas ligas, sua aplicação estrutural fica muito dificultada. Uma das possibilidades é o uso desses materiais como reforços em compósitos de matriz metálica (5,6). Ligas de alumínio contendo fases QC embebidas na matriz dúctil podem atingir elevados valores de resistência mecânica a tração, próximos ou superiores às ligas de alumínio convencionais tratadas termicamente e superam, em muito, as essas ligas quando submetidos a testes em temperaturas elevadas (acima de 200 C) (7). Nesse sentido, o presente trabalho busca obter tal microestrutura (ligas de alumínio com fases QC embebidas em uma matriz dúctil) através da rota de metalurgia do pó, utilizando moagem de alta energia e extrusão a quente. MATERIAIS E MÉTODOS As ligas formadoras de fases QC com as composições Al 65 Cu 20 Fe 15 e Al 70.5 Mn 8.5 Pd 21 (at.%) foram fabricadas por fundição em forno a arco sob atmosfera de argônio e serão referidas apenas como AlCuFe e AlPdMn neste trabalho. A liga AlCuFe foi submetida a um tratamento térmico de recozimento à 700 C por 3 horas para obtenção de uma maior fração de fase QC. Os lingotes foram então submetidos à moagem de alta energia (MAE) em um moinho do tipo SPEX para fabricação de pós QC. As ligas em pó foram então misturadas mecanicamente com alumínio puro em pó em um moinho do tipo planetário. Foram utilizadas duas velocidades de mistura dos pós (200 e 600 rpm) e a fração da fase de reforço foi de 10% em peso. O produto da mistura foi então extrudado a 420 C, utilizando-se uma redução de 10:1 na matriz de extrusão. Os compósitos serão referidos no presente texto como: AlCuFe200 e 5032

3 AlCuFe600 para os compósitos fabricados com a liga AlCuFe com velocidade de mistura de 200 e 600 rpm respectivamente. Analogamente, AlPdMn200 e AlPdMn600 para os compósitos fabricados com a liga AlPdMn com velocidade de mistura de 200 e 600 rpm respectivamente. As ligas QC foram caracterizadas por difração de raios-x (DRX) e calorimetria diferencial de varredura (DSC). Os compósitos fabricados por extrusão foram caracterizados por DRX, microscopia eletrônica de varredura (MEV) e por microscopia eletrônica de transmissão (MET). RESULTADOS E DISCUSSÃO A figura 1(a) traz resultados obtidos por DRX para os pós das ligas QC. A amostra AlCuFe apresenta os principais picos associados com a fase QC icosaedral. Isso foi obtido devido a um tratamento térmico realizado na liga que possibilitou a dissolução de outras fases que estavam presentes no material bruto de fusão. Isso se deve ao fato de que essa liga (assim como a maior parte das ligas QC) apresenta a formação da fase QC através de uma reação peritética entre fases cristalinas presentes em elevadas temperaturas e o líquido residual (8). Esse processo é lento e não se completa mesmo com baixas taxas de resfriamento, havendo em geral, a presença de fases cristalinas juntamente com a fase QC. No sistema AlCuFe, um número grande de fases cristalinas intermetálicas podem estar presentes, dependendo da composição da liga fabricada. Entre essas fases, as que ocorrem com maior frequência são as fases referidas na literatura como, λ-al 13 Fe 4, λ 2 -Al 3 Fe, β-alfe(cu) (solução sólida cúbica com a estrutura do tipo CsCl), ω-al 7 Cu 2 Fe entre outras (1,8). Para a liga com a composição do presente trabalho, foi reportado que a fase QC se forma pela reação entre as fases λ 2 -Al 3 Fe, β-alfe(cu) e o líquido. Partindo do sólido, essa reação se inicia em uma temperatura próxima de 820 C (8). A análise de DSC (não apresentada aqui) mostra o início de transformação da fase QC em aproximadamente 800 C, desviando em 20 C do reportado em (8). 5033

4 Fig. 1 (a) DRX dos pós das ligas QC; (b) DRX de compósitos fabricados por extrusão a quente. Para o caso da liga AlPdMn ocorre o mesmo tipo de solidificação peritética observada para a liga AlCuFe. As principais fases reportadas que podem coexistir com o líquido em elevadas temperatura nesse sistema são extensões ternárias (isomorfas) das fases binárias, Ɛ-Al 3 Pd, δ-al 3 Pd 2, γ-alpd e H-Al 11 Mn (2) 14. Além disso, no campo composicional próximo da liga fabricada neste trabalho, a primeira fase que se forma a partir do líquido é a fase γ-alpd, que depois de formada, reage periteticamente com o líquido residual formando a fase QC icosaedral. Essa fase foi indexada no DRX da figura 1(a) e possui uma estrutura cúbica simples do tipo CsCl (2). As análises de DSC para a liga AlPdMn (não apresentadas aqui) indicam o início da fusão peritética da fase QC próximo a 830 C. As informações constantes na literatura a respeito dessa liga indicam a possiblidade de início de fusão próximo a 840 C (2), o que está próximo do obtido experimentalmente. A figura 1(b) indica que as fases QC de ambos os sistemas estão presentes nos compósitos fabricados através da mistura dos pós QC com o pó de alumínio seguido de extrusão. A figura 2 (a) e (b) mostram as microestruturas obtidas para os compósitos reforçados com a fase QC AlPdMn utilizando-se velocidade de mistura mecânica dos pós de 200 e 600 rpm respectivamente. A velocidade de mistura de 200 rpm mostrou-se ineficiente para dispersar uniformemente o reforço QC na matriz de alumínio. A velocidade de 600 rpm mostrou-se bem mais eficiente embora algumas partículas QC encontravam-se ainda bastantes aglomeradas. Assim, o processo de fabricação desses compósitos apresenta sua maior dificuldade na obtenção de uma dispersão fina e homogênea do 5034

5 reforço QC na matriz, para assim garantir boas propriedades mecânicas do compósito. Fig. 2 Imagens de MEV (a) Compósito AlPdMn200; (b) Compósito AlPdMn600. A figura 3 traz imagens de MET em campo claro dos compósitos produzidos com a liga AlCuFe, juntamente com o padrão de difração de elétrons, mostrando a simetria de rotação de ordem 5 e confirmando a natureza QC e icosaedral da fase de reforço. Fig. 3 Imagens de MET (a) Compósito AlCuFe600; (b) Compósito AlCuFe200 e SAED da partícula de reforço, mostrando simetria de rotação de ordem 5, confirmando a estrutura icosaedral. Além disso, fica evidente nas microestruturas o que foi apontado pela figura 2. O compósito produzido com maior velocidade de mistura mostrou-se mais eficaz para dispersar as partículas de reforço, que inclusive estão dispostas no interior dos grãos de alumínio enquanto que no compósito fabricado com menor velocidade de mistura, as partículas se encontram 5035

6 preferencialmente nos contornos de grão além de estarem fortemente aglomeradas. Também se observa a interação de linhas de discordância com as partículas na figura 3(a), indicando que as mesmas servem como barreira ao movimento das discordâncias se o compósito for solicitado mecanicamente. Na figura 3 (b) fica claro que a distribuição das partículas de reforço nos grãos foi prejudicada pelo seu acúmulo nos contornos, diminuindo assim a interação das mesmas com as discordâncias no interior dos grãos. Outra característica importante de se destacar nos compósitos fabricados com menor velocidade de mistura esta na interface entre a matriz de alumínio e as partículas QC. Nas regiões onde as partículas se encontram muito aglomeradas existe uma separação física entre as interfaces, como mostra a figura 4 (a), que apresenta MET em campo claro do compósito AlPdMn. Isso acarreta em uma interface com muitas falhas entre a matriz e as partículas QC. Essa figura também mostra a difração de elétrons realizada na partícula QC, mostrando o padrão de simetria de rotação de ordem 5, confirmando estrutura icosaedral. A figura 4 (b) mostra outra difração de elétrons da fase de reforço, indicando a presença de duas fases que possuem uma relação de orientação devido ao fato de que dois padrões de difração diferentes se sobrepõem na mesma imagem. Um dos padrões pertence à fase QC devido ao espaçamento quasiperiódico (8) apresentado pelos pontos da difração, isto é, apesar de não apresentar a periodicidade dos materiais cristalinos (pontos de difração igualmente espaçados em uma direção cristalográfica), apresentam uma ordem translacional que relaciona as distâncias entre os pontos de difração com a razão de ouro, ζ=1, O outro padrão de difração (destacado em vermelho) pertence ao eixo de zona (001) fase γ-alpd (nesse caso, a extensão ternária dessa fase, que possui aproximadamente 6% (%at.) de Mn dissolvido no composto (2) ), que possui uma estrutura cúbica simples. Como mencionado anteriormente, essa fase se desenvolve em elevadas temperaturas e reage periteticamente com o líquido, formando a fase QC. Como a solidificação, nesse caso, ocorre com a nucleação da fase peritética preferencialmente na superfície da fase primária que se formou do líquido (no caso, γ-alpd), se a fase primária não se dissolver completamente formando a fase peritética (o que 5036

7 é esperado, visto que é uma reação muito vagarosa), existirá uma região de transição entre as fases, isto é, uma das fases terá se desenvolvido a partir da superfície de outra. No caso, a fase QC nucleou-se e cresceu a partir da fase γ- AlPd e a difração na figura 4 (b) mostra exatamente uma interface onde se iniciou o crescimento da fase QC Fig. 4 (a) Imagens de MET de campo claro do compósito AlPdMn200 com o padrão de simetria de rotação de ordem 5; (b) Difração de elétrons mostrando a interface entre as fases QC e γ-alpd. CONCLUSÕES Compósitos com matriz metálica em alumínio contendo fases QC foram fabricados e a microestrutura obtida depende fortemente do processo de mistura dos pós metálicos, sendo que os compósitos fabricados com maior velocidade de mistura dos pós apresentaram uma fina dispersão das partículas de reforço na matriz. Além disso, foi possível observar a presença de outra fase presente na liga QC AlPdMn que foi indexada como a fase γ-alpd, uma das fases responsáveis pela formação da fase QC por uma solidificação peritética. AGRADECIMENTOS Os autores agradecem à FAPESP, CNPq, CAPES e FINEP. BIBLIOGRAFIA (1) E. Belin-Ferré, V. Demange, and J. M. Dubois, Aperiodic Intermetallics: The Example of Quasicrystals, Crystallogr. Rev., vol. 10, no. 2, pp , Apr

8 (2) B. Grushko, M. Yurechko, and N. Tamura, A contribution to the Al Pd Mn phase diagram, J. Alloys Compd., vol. 290, no. April, pp , (3) J. Dubois, New prospects from potential applications of quasicrystalline materials, Mater. Sci. Eng. A, vol , pp. 4 9, (4) J. M. Dubois, Useful Quasicrystals. World Scientific Publishing Co. Pte. Ltd., 2005, p (5) G. Laplanche, A. Joulain, J. Bonneville, R. Schaller, and T. El Kabir, Microstructures and mechanical properties of Al-base composite materials reinforced by Al Cu Fe particles, J. Alloys Compd., vol. 493, no. 1 2, pp , Mar (6) S. D. Kaloshkin, V. V. Tcherdyntsev, and V. D. Danilov, Preparation of Al-Cu-Fe quasicrystalline powdered alloys and related materials by mechanical activation, Crystallogr. Reports, vol. 52, no. 6, pp , Nov (7) M. Galano, F. Audebert, a. G. Escorial, I. C. Stone, and B. Cantor, Nanoquasicrystalline Al Fe Cr-based alloys. Part II. Mechanical properties, Acta Mater., vol. 57, no. 17, pp , Oct (8) E. Huttunen-Saarivirta, Microstructure, fabrication and properties of quasicrystalline Al Cu Fe alloys: a review, J. Alloys Compd., vol. 363, no. 1 2, pp , Jan FABRICATION AND MICROSTRUCTURAL CHARACTERIZATION OF ALUMINUM MATRIX COMPOSITES REINFORCED WITH QUASICRYSTALLINE ALLOYS OF THE SYSTEM AlCuFe AND AlPdMn ABSTRACT The application of quasicrystalline (QC) phases as reinforcement particle in metal-matrix composites aims to increase the mechanical properties of the matrix material. The goal of this work was to produce aluminum based composites reinforced with QC phases (Al 65 Cu 20 Fe 15 and Al 70.5 Pd 21 Mn 8.5, %at.). Powder of the QC phases was obtained through milling of ingots of the QC alloys. Subsequently this material was mixed with pure aluminum powder and then hot extruded. The results indicate a great influence of the mixing process on the final microstructure of the composites. Key-words: Aluminum alloys, Quasycristalls, Composites, Hot Extrusion 5038