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UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO GRANDE DO NORTE
PPGCEM – Programa de Pós Graduação em Ciência e Engenharia dos Materiais
DISSERTAÇÃO DE MESTRADO
ESTUDO DA SINTERIZAÇÃO DO AÇO INOX 316L
REFORÇADO COM 3% CARBETO DE TÂNTALO -
TaC
LEILIANE ALVES DE OLIVEIRA
NATAL/RN
2008
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LEILIANE ALVES DE OLIVEIRA
Estudo da Sinterização do Aço Inox 316L Reforçado com 3% Carbeto de Tântalo -
TaC
Dissertação apresentada ao Programa de
Pós Graduação em Ciência e Engenharia
de Materiais para obtenção do título de
Mestre em Ciência e Engenharia de
Materiais da Universidade Federal do Rio
Grande do Norte.
Orientador: Prof. Dr. UÍLAME UMBELINO GOMES.
Co-orientador: Prof. Dr. CARLSON PEREIRA DE SOUZA
NATAL/RN
2008
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LEILIANE ALVES DE OLIVEIRA
Estudo da Sinterização do Aço Inox 316L Reforçado com 3% Carbeto de Tântalo - TaC
_______________________________________________
Prof
o
Dr
o
Uílame Umbelino Gomes (UFRN)
________________________________________________
Prof. Dr. Carlson Pereira de Souza (UFRN)
________________________________________________
Prof. Dr. Marciano Furukava (UFRN)
_______________________________________________
Prof. Dr. Gilson Garcia da Silva (Examinador Externo- CEFET – RN)
NATAL/RN
2008
DEDICATÓRIA
Dedico este trabalho aos meus pais que por
interferência divina me concederam a vida, e em
especial a minha mãe Silvanda que sempre me
incentivou ao longo da minha caminhada, aos
meus avós que sempre estimularam minha busca
pelo saber, as minhas queridas irmãs, meu noivo,
os demais familiares e amigos.
Aos meus mestres que me ensinaram a
essência de ser uma pesquisadora.
Aos meus colegas com os quais
compartilhamos diversas experiências.
Ao nosso Deus por toda esta caminhada.
AGRADECIMENTOS
Ao Prof. Dr. Uílame Umbelino Gomes.
Ao Prof. Dr. Carlson Pereira de Souza.
Ao Prof. Dr. Sérgio Renato da Silva Soares
Ao Prof. Dr. Marciano Furukava
Ao Prof. Dr. Gilson Garcia da Silva
Aos colegas Engenheiros:
Murillo Menna Barreto de Mello Júnior
Tharsia Cristiany de Carvalho Costa
Beatriz Cella
Gislâine Bezerra Pinto
José Ferreira da Silva Júnior
Werson Magno de Carvalho
Aos bolsistas Yuri Torres, Bruna Guedes e Elânia Silva
Aos técnicos do CTGás e NUPEG
Aos órgãos financiadores, CNPq, CAPES.
À dedicação e atenção de: Dona Lindalva e
Lídia Gabriela Rodrigues de Souza.
RESUMO
O presente trabalho apresenta uma contribuição ao estudo do desenvolvimento e sinterização
sólida de um Compósito de Matriz Metálica – CMM que tem como materiais de partida um aço
inoxidável 316L atomizado a água, e duas partidas diferentes de Carbeto de Tântalo – TaC,
com tamanhos médios de cristalitos de 13,78 nm e 40,66 nm. Objetivando aumentar a
densidade e dureza da matriz metálica foi adicionado, por dispersão diferentes partículas
nanométricas de TaC. O aço inoxidável 316L é uma liga largamente utilizada pela sua
propriedade de alta resistência à corrosão. Contudo, sua aplicação é limitada pela baixa
resistência ao desgaste, conseqüência da sua baixa dureza. Além disso, apresenta baixa
sinterabilidade e não pode ser endurecido pelos métodos tradicionais de tratamentos térmicos,
devido a sua estrutura austenítica, cúbica de face centrada, estabilizada principalmente pela
presença do Níquel. Amostras de aços adicionadas com 3% em peso de TaC (cada amostra com
carbetos de partidas diferentes), seguiram uma rota de moagem mecânica em moinho
convencional por 24 horas. Cada uma das amostras resultantes, assim como amostras do aço
puro foram compactados a 700 MPa, a frio, sem nenhum aditivo, uniaxialmente, em uma
matriz cilíndrica de 5 mm de diâmetro, em quantidade calculada para ter uma altura média final
do compactado de 5 mm. Posteriormente, foram sinterizadas em forno a vácuo, em temperatura
de até 1290° C com incremento de 20 °C por minuto, sendo mantidas neste patamar por 30 ou
60 minutos e resfriadas à temperatura ambiente. As amostras sinterizadas foram submetidas aos
ensaios para a medição da densidade e da micro-dureza. As amostras contendo o reforço de
TaC apresentaram maiores valores de densidade e um aumento significativo na sua dureza. As
análises complementares no microscópio ótico, no microscópio eletrônico de varredura e no
difratômetro de raios-X, mostram que o TaC, na forma processada, contribuiu com o aumento
da dureza, pela densificação, pela sua própria dureza e pelo controle do crescimento dos grãos
da matriz metálica, segregando-se nos seus contornos.
Palavras-chave: aço inoxidável 316L, carbeto de tântalo, sinterização, partículas
nanométricas, CMM.
ABSTRACT
The present work shows a contribution to the studies of development and solid
sinterization of a metallic matrix composite – MMC that has as starter materials 316L
stainless steel atomized with water, and two different Tantalum Carbide – TaC powders,
with averages crystallite sizes of 13.78 nm and 40.66 nm. Aiming the metallic matrix’s
density and hardness increase was added different nanometric sizes of TaC by dispersion.
The 316L stainless steel is an alloy largely used because it’s high resistance to corrosion
property. Although, its application is limited by the low wear resistance, consequence of
its low hardness. Besides this, it shows low sinterability and it cannot be hardened by
thermal treatments traditional methods because of the austenitic structure, face centered
cubic, stabilized mainly in nickel presence. Steel samples added with TaC 3% wt (each
sample with different type of carbide), following a mechanical milling route using
conventional mill for 24 hours. Each one of the resulted samples, as well as the pure steel
sample, were compacted at 700 MPa, room temperature, without any addictive, uniaxial
tension, using a 5 mm diameter cylindrical mold, and quantity calculated to obtain
compacted final average height of 5 mm. Subsequently, were sintered in vacuum
atmosphere, temperature of 1290ºC, heating rate of 20ºC/min, using different soaking
times of 30 and 60 min and cooled at room temperature. The sintered samples were
submitted to density and micro-hardness analysis. The TaC reforced samples showed
higher density values and an expressive hardness increase. The complementary analysis
in optical microscope, scanning electronic microscope and X ray diffractometer, showed
that the TaC, processed form, contributed with the hardness increase, by densification,
itself hardness and grains growth control at the metallic matrix, segregating itself to the
grain boarders.
Keywords: 316L stainless steel, tantalum carbide, sinterization, nanometric particles,
MMC.
LISTA DE FIGURAS
Figura 1. Esquema básico de densificação durante o processo de SLPS.........
32
Figura 2. Evolução da microestrutura durante supersolidus do pó pré-ligado.
33
Figura 3. Modelo idealizado do mecanismo de sinterização na área do
pescoço..............................................................................................................
35
Figura 4. Estágios de sinterização. (a) Estágio Inicial, (b) Estágio
Intermediário e (c) Estágio Final.......................................................................
35
Figura 5. Esquema do processo de embutimento.............................................
37
Figura 6. Lixadeira manual..............................................................................
38
Figura 7. Fluxograma do procedimento experimental.....................................
42
Figura 8. Esquema representativo da matriz utilizada para compactação........
44
Figura 9. Padrão de difração de raios-X do aço inox original..........................
48
Figura 10. Morfologia do Pó do aço inox original. (a) aumento de 200x e
(b) aumento de 1000x........................................................................................
49
Figura 11. Padrão experimental de difração de raios X do carbeto de tântalo
da UFRN e da Aldrich.......................................................................................
50
Figura 12. Micrografia do TaC sintetizado na UFRN, (MEV): (a) 500x; (b)
5000x e (c) 20000x..........................................................................................
52
Figura 13. Micrografia do TaC sintetizado pela Aldrich, (MEV): (a) 500x;
(b) 5000x e (c) 20000x......................................................................................
53
Figura 14. Micrografias (MEV) da mistura obtida para as amostras TaC
U
,
apresentando a distribuição dos carbetos na matriz metálica de aço inox: (a)
200x e (b) 1000x
............
......................................................................................
54
Figura 15. Micrografias (MEV) da mistura obtida para as amostras TaC
C
,
apresentando a distribuição dos carbetos na matriz metálica de aço inox: (a)
200x e (b) 1000x
............
......................................................................................
54
Figura 16. Micrografias das amostras (MO 500x) de TaCU sinterizadas
num forno a vácuo em 1290ºC durante 30 min: (a) Sem ataque e (b) com
ataque................................................................................................................
55
Figura 17. Micrografias das amostras (MO 500x) de TaC
C
sinterizadas num
forno a vácuo em 1290ºC durante 30 min, sem ataque: (a) Sem ataque e (b)
com ataque.........................................................................................................
56
Figura 18. Micrografias das impressões de microdureza:(a) Aço 316L
60min, (b) TaC
C
60min e (c) TaC
U
60min........................................................
56
Figura 19. Micrografias (MEV-600x) do aço 316L puro: (a) 30 min e (b) 60
min.....................................................................................................................
57
Figura 20. Micrografias (MEV-600x) apresentando a distribuição dos
carbetos na amostra TaC
U
processada em diferentes tempo de sinterização:
(a) 30 min e (b) 60 min......................................................................................
58
Figura 21. Micrografias (MEV-600x) apresentando a distribuição dos
carbetos na amostra TaC
C
processada em diferentes tempo de sinterização:
(a) 30 min e (b) 60 min......................................................................................
58
Figura 22. Gráfico mostrando uma melhor visualização dos resultados da
micro-dureza obtidos para amostras sinterizadas em um forno a vácuo a
1290ºC...............................................................................................................
60
LISTA DE TABELAS
Tabela 1. Resultados do tamanho de cristalito e microdeformação obtidos para dois
diferentes carbetos de tântalo.............................................................................................
50
Tabela 2. Resultados da dureza e densidade obtidos para amostras sinterizadas em um
forno a vácuo a 1290ºC. ...................................................................................................
60
SUMÁRIO
DEDICATÓRIA
AGRADECIMENTOS
RESUMO
ABSTRACT
LISTA DE FIGURAS
LISTA DE TABELAS
SUMÁRIO
Capítulo 1 – Introdução .................................................................................
14
1. Introdução .....................................................................................................
15
Capítulo 2 – Revisão bibliográfica ................................................................
17
2. Revisão bibliográfica.....................................................................................
18
2.1 Compósito....................................................................................................
18
2.2 Interface.......................................................................................................
20
2.3 Compósito Reforçados por dispersão..........................................................
21
2.4 Mecanismo de Endurecimento....................................................................
22
2.4.1 Endurecimento por solução sólida............................................................
22
2.4.2 Endurecimento por precipitação...............................................................
22
2.4.3 Endurecimento por dispersão...................................................................
23
2.5 Tântalo.........................................................................................................
24
2.5.1 Caracterização do Tântalo........................................................................
25
2.6 Carbeto de Tântalo (TaC)............................................................................
25
2.7 Dispersão.....................................................................................................
25
2.7.1 Dispersão de Carbetos............................................................................
26
2.8 Compactação...............................................................................................
28
2.9 Sinterização.................................................................................................
28
2.9.1 Tipos de Sinterização...............................................................................
30
2.9.2 Mecanismo de Sinterização......................................................................
33
2.9.3
Estágios na Sinterização Sólida.......
...................................................
35
2.10 Preparação das amostras............................................................................
36
2.11 Difração de Raios X Método Rietveld......................................................
38
2.12 Dureza.......................................................................................................
39
Capítulo 3 - Metodologia Experimental........................................................
41
3. Metodologia experimental.............................................................................
42
3.1 Pós de partida..............................................................................................
43
3.2 Moagem dos Pós..........................................................................................
43
3.3 Compactação das amostras.........................................................................
43
3.4 Sinterização dos Compactos........................................................................
44
3.5 Análise por Microscopia Óptica..................................................................
44
3.6Análise por Difração de Raios X e Método Rietveld..................................
44
3.7 Análise por Microscopia Eletrônica de Varredura......................................
45
3.8 Medidas de Densidade.................................................................................
45
3.9 Medidas de Micro-Dureza...........................................................................
46
Capítulo 4 – Resultados e discussão...............................................................
47
4. Resultados e discussão..................................................................................
48
4.1 Materiais Particulados.................................................................................
48
4.1.1 DRX e MEV do Aço Puro........................................................................
48
4.1.2. DRX e Método Rietveld dos Carbetos....................................................
49
4.1.3. MEV dos Carbetos Particulados e Misturados........................................
50
4.2. Estudo dos Sinterizados..............................................................................
54
4.2.1. Microscopia Óptica dos Compósitos Sinterizados..................................
54
4.2.2. Microscopia Eletrônica de Varredura dos Sinterizados..........................
56
4.3. Propriedades Mecânicas.............................................................................
58
4.3.1. Densidade e Micro-Dureza......................................................................
58
Capítulo 5 – Conclusão...................................................................................
61
5. Conclusão .....................................................................................................
62
Temas para Pesquisas.....................................................................................
63
Referências.......................................................................................................
64
Capítulo 1
Introdução
Capítulo1 – Introdução
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
15
1. INTRODUÇÃO
A busca por novas propriedades nos materiais tem sido alcançada utilizando-se
dos mesmos elementos, mas com novas composições, e novos processamentos,
envolvendo principalmente as variáveis: tempo e energia. O desafio é o de atender as
demandas tecnológicas, desenvolvendo novos materiais que apresentem outras
propriedades específicas, com os elementos químicos conhecidos e disponíveis em
combinações e proporções e formas diferenciadas. Assim, verificou-se um grande
crescimento na produção dos aços inoxidáveis processadas pela metalurgia do pó na
indústria automobilística e em aplicações estruturais, nos últimos anos, representando
um mercado estimado (SCHAEFER et al, 2005) de 9.350 toneladas nos Estados Unidos
no ano de 2004.
O aço inoxidável 316L é um aço largamente utilizado devido a sua alta
resistência a corrosão. Contudo a baixas temperaturas sua aplicação é limitada devido a
sua baixa propriedade tribológica, conseqüência da sua baixa dureza, observando
também, que devido a sua estrutura austenítica, não pode ser endurecida pelos métodos
convencionais de tratamento térmico. Desta forma, um artifício utilizado para aumentar
a densidade e a dureza dos materiais sinterizados somente fase sólida é o de incluir
partículas cerâmicas, tornando-o um compósito, com fases constituintes quimicamente
diferentes e separadas por uma interface distinta. Estes compósitos apresentam
propriedades em função das propriedades das fases, das suas quantidades relativas e da
sua geometria, principalmente da fase dispersa, tais como: forma, tamanho, sua
distribuição e orientação. Assim, muitas partículas têm sido pesquisadas como aditivos
para melhorar as propriedades mecânicas do aço 316L (PATANKAR et al, 2000)
(JAIN et al, 2004) (ABENOJAR et al, 2001) (ABENOJAR et al, 2002).
O Estado do Rio Grande do Norte é um grande produtor de minério de metais
refratários (W, Ta, Nb), minerais cerâmicos (diatomita, caulim, feldspato, mica, barita,
argilas, etc) e outros minerais contendo terras raras e pedras semi-preciosas. Todavia
essa riqueza natural do estado que o coloca entre os cinco maiores produtores de
minerais do país não tem revertido em progresso e desenvolvimento para a região,
principalmente devido à falta de agregação tecnológica a matéria-prima local.
Nos últimos anos, o interesse da comunidade científica pela produção de
cerâmicas refratárias tais como os carbetos de transição-metálica TaC (SOUZA et al,
Capítulo1 – Introdução
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
16
2005) e NbC (MEDEIROS, 2002) (FONTES, 2003) aumentou significativamente. O
principal motivo são as propriedades interessantes que esse material apresenta, alto
ponto de fusão, elevada dureza, baixo coeficiente de expansão térmica e boa resistência
ao desgaste. A produção de compósito de matriz metálica reforçado com carbetos
apresenta um significante potencial para aplicações tecnológicas tal como, a fabricação
de esferas de rolamentos usadas em operações de desgaste, entre outras.
Dentro desse contexto pretende-se obter, através da técnica de Metalurgia do Pó
(M/P) um novo material sinterizado a partir da mistura do material particulado de aço
inox austenítico 316L com carbetos de tântalo (TaC).
A adição de partículas de carbetos em matrizes do aço inoxidável pode conduzir
a uma melhoria em suas propriedades de sinterização, corrosão, dureza e desgaste.
Neste trabalho está sendo investigado o efeito da adição desses carbetos, na
sinterização, relacionada com a interface, e na micro-dureza dos compostos aço
inoxidável 316L reforçado com carbetos. As amostras de aço inox com e sem o uso do
reforço foram sinterizadas em forno resistivo em seguida caracterizadas através da
Microscopia Óptica – MO, Microscopia Eletrônica de Varredura – MEV e por ensaios
de densidade e micro-dureza.
O principal objetivo deste trabalho é obter sinterizados com boa densificação e
alta dureza, para isso tem-se estudado qual a melhor rota de sinterização com o uso dos
diferentes pós de TaC, apresentando assim, um estudo sobre o desenvolvimento de um
novo material, um Compósito de Matriz Metálica – CMM, tendo como matriz um aço
inox e contendo reforços de pós de carbetos de tântalo, com dimensões nanométricas,
consolidado pela via da sinterização em fase sólida. Os carbetos foram escolhidos por
serem estáveis, não reagindo com a matriz metálica, além de apresentarem alto ponto
de fusão e alta dureza (SOUZA et al, 2005).
Capítulo 2
Revisão Bibliográfica
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
18
2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 Compósitos
Um material compósito é o resultado da combinação de dois materiais
diferentes, ou formas diferentes do mesmo material, que permanecem distintos e
separados por uma interface. Em geral, compósitos são formados por uma matriz
reforçada por um componente mais rígido e resistente (reforço), onde o material
resultante, o compósito, possui propriedades que não são obtidas pelos materiais
constituintes, matriz - reforço, separadamente.
Essa classe de materiais compreende desde os polímeros reforçados com fibras,
os materiais híbridos metal/compósito e os concretos estruturais, e os outros compósitos
que incorporam matriz metálica ou matriz cerâmica. A Matriz metálica visa um melhor
modulo de elasticidade, um aumento de resistência mecânica, boa redução na
densidade, resistência ao desgaste e uma ótima condutividade térmica. (LEVY,
PARDINI, 2006).
Muitos materiais compósitos são constituídos por apenas duas fases; uma
chamada de matriz que é contínua e envolve a outra fase, chamada freqüentemente de
fase dispersa. Os compósitos reforçados por partículas podem ser classificados como
compósitos com partículas grandes e os compósitos reforçados por dispersão. A
distinção entre elas está baseada no mecanismo do reforço ou aumento da resistência. O
termo “grande” é usado para indicar que as interações partícula, matriz não podem ser
tratadas no nível ou ponto de vista atômico ou molecular; e é empregada a mecânica do
contínuo para o seu estudo. Para a maioria desses compósitos, a fase particulada é mais
dura e mais rígida do que a matriz. Essas partículas de reforço tendem a restringir o
movimento da fase matriz da vizinhança de cada partícula. (CALLISTER, 2002)
As interações partícula matriz que levam ao aumento de resistência ocorrem no
nível atômico ou no nível molecular. A matriz suporta a maior parte de uma carga que é
aplicada enquanto que pequenas partículas evitam ou dificultam o movimento de
discordância. Desta forma, a deformação plástica é restringida de modo tal que o limite
de escoamento e o limite de resistência à tração e a resistência à dureza são melhorados.
No caso dos compósitos que têm a sua resistência aumentada por dispersão, as
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
19
partículas são, em geral, muito menores, com diâmetros entre 0,01 e 0,1 um (10 e 100
nm). (CALLISTER, 2002)
Os compósitos de matriz metálica podem ser obtidos com reforços de fibras
contínuas e pela utilização de reforços particulados. Entretanto, os reforços particulados
apresentam significativas vantagens, pelo fato de que o custo de manufatura desse tipo
de compósito é reduzido e podem ser utilizados os processos metalúrgicos
convencionais como fundição e metalurgia do pó, seguidos pelos processos de pós-
processamento como laminação, forjamento e extrusão. Dependendo do tipo de reforço
particulado, os compósitos obtidos podem apresentar maior temperatura de uso em
relação ao material da matriz, maior estabilidade térmica e melhor resistência ao
desgaste, como é o caso de compósitos Al
(matriz)
/Si
(fibra)
. É por esse motivo que os
esforços de pesquisa têm sido direcionados para obtenção de compósitos de matriz
metálica e reforço particulado. (LEVY, PARDINI, 2006)
Embora as matrizes metálicas se limitem a poucos exemplos, um grande esforço
de pesquisa tem sido empreendido no sentido de utilizar novos métodos que facilitem o
processamento. As matrizes metálicas são processadas para obtenção de compósitos
basicamente por dois métodos:
• Pela fusão do metal usualmente na forma de lâminas finas, ou
• Pela mistura do metal usualmente na forma de pó, que também será
submetido à fusão, e do reforço na forma particulada.
O segundo método é atraente para obtenção de peças que possam ser
processadas pelas técnicas convencionais de metalurgia. (LEVY, PARDINI, 2006).
Técnicas desenvolvidas recentemente envolvem a mistura de pós metálicos e de
polímeros, que podem dar origem a uma gama variada de compósitos particulados,
principalmente com a utilização de matrizes metálicas de baixo ponto de fusão, como
alumínio, onde o reforço obtido como fase cerâmica, é gerado in situ na matriz
metálica. O objetivo desta técnica é obter uma distribuição mais homogenia em relação
a métodos convencionais de partículas cerâmicas. Embora o exemplo mais típico obtido
por essa técnica seja o Al/SiC, um dos primeiros relatos menciona a obtenção de
compósitos com matriz metálica Fe-Cr utilizando policarbossilano como agregante e
fonte in situ de SiC (YAJIMA et al,1976) (GOZZI, 1999).
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
20
O incentivo para se usar materiais compostos está na possibilidade de alcançar
combinações de propriedades que pode resultar num grande número de serviços. Entre
estas propriedades estão: aumento da resistência mecânica, diminuição do peso,
trabalhos em temperaturas mais elevadas, aumentar a dureza e resistência a fadiga. A
busca para melhorar o desempenho dos materiais tem resultado num elevado número de
trabalhos nesta área dos compósitos de matriz metálica e em primeiro lugar está a
preparação de fases de reforço e técnicas de fabricação desses compósitos
(VARDAVOULIS et al, 1996).
2.2 Interface
Sobre Interface pode-se dizer que é a superfície entre a matriz e o reforço, na
qual permite a transferência de cargas entre a matriz e o reforço, e é importante para
determinação das propriedades mecânicas, e a Interfase a região do material novo entre
a matriz e o reforço (volume), que afeta as propriedades mecânicas do compósito
porque modifica a microestrutura.
O estudo de interfaces/interfases em compósitos é essencial para o
conhecimento apropriado do comportamento mecânico do mesmo, e é de fundamental
importância para o desenvolvimento da ciência e tecnologia associadas a esta área.
A análise dos diferentes tipos de ligação na interface entre o metal e a cerâmica,
sua caracterização micro estrutural, e os efeitos nas suas propriedades é que
determinam a eficiência do processo para a formação do compósito. A ligação entre
duas superfícies pode ser formada por interdifusão de átomos ou moléculas que ocorre
na interface. (LEVY, PARDINI, 2006).
Geralmente um dos componentes age como matriz na qual o reforço é
distribuído. Assim, o componente da matriz é a fase contínua. Os reforços podem estar
na forma de partículas, fios, fibras curtas ou fibras contínuas. (CAHN,1994).
Essencialmente, a matriz transfere parte da tensão aplicada às partículas que
passam a suportar uma fração da carga. O grau de reforço ou melhoria do
comportamento mecânico depende de uma ligação forte na interface entre a matriz e a
partícula. Para que haja transferência da carga da matriz metálica para as partículas,
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
21
deve haver uma ligação entre as mesmas. Sem considerar a carga aplicada diretamente
sobre o reforço, a carga aplicada na matriz é transferida da matriz para o reforço pela
interface consolidada. Neste caso, dois fatores devem ser considerados. Primeiro, ela, a
interface ocupa uma grande área do compósito. E depois, em geral, o reforço e a matriz
formam um sistema térmico de não equilíbrio, além da diferença no módulo de
elasticidade, no potencial químico, e no coeficiente térmico de expansão.
(CALLISTER, 2002) (LEVY, PARDINI, 2006).
Em termos cristalográficos a interface metal cerâmica, em um compósito, é
geralmente incoerente sendo uma interface de alta energia. Com isto podem agir como
sumidouro de vacâncias, provendo rápida rota de difusão, segregação e precipitação.
A descontinuidade no coeficiente de expansão térmica implica que a interface
estará em equilíbrio somente na temperatura em que a matriz e o reforço foram
formados. Em qualquer outra temperatura, poderão ocorrer tensões entre os
componentes do composto.
Sabendo que a interação química ou mecânica entre o reforço e a matriz ocorre
na interface, uma grande área de interface, que cresce com a diminuição do diâmetro
das partículas, tem uma grande importância na determinação das propriedades finais e
comportamento do compósito.
2.3 Compósitos reforçados por dispersão
Os metais e as ligas metálicas podem ter sua resistência aumentada e ser
endurecidas através da dispersão uniforme de uma porcentagem volumétrica de
partículas finas de um material inerte e muito duro. A fase dispersa pode ser metálica
ou não-metálica. O mecanismo de aumento de resistência envolve interações entre
partículas e as discordâncias no interior da matriz como ocorrem com o endurecimento
por precipitação. O efeito do reforço por dispersão não é tão pronunciado devido ao
endurecimento por precipitação; entretanto, o aumento da resistência é mantido a
temperaturas elevadas e por períodos de tempos prolongados, pois as partículas
dispersas são escolhidas de modo a não serem reativas com a fase matriz. Para as ligas
endurecidas por precipitação, o aumento na resistência pode desaparecer com a
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
22
realização de um tratamento térmico, como conseqüência de um crescimento do
precipitado ou da dissolução da fase precipitada. (CALLISTER, 2002).
2.4 Mecanismo de Endurecimento
2.4.1 Endurecimento por solução sólida
Uma solução sólida é constituída de dois ou mais elementos. Considerando o
caso particular de dois elementos, um deles é o solvente, isto é, o que está em maior
teor e o outro é o soluto. O solvente é sempre um metal, no caso de solução sólida
aplicada a metalurgia e o soluto pode ser um outro metal ou não-metal, por exemplo, o
carbono nas ligas ferro-carbono, ou seja, os aços-carbonos, dando solução sólidas
denominadas ferrita e austenita (SOUZA, 1974).
A explicação de como a resistência do metal puro é aumentada pela dissolução
de outro elemento é sempre baseada em mecanismos que dificultam a movimentação
das discordâncias no interior do cristal. Essa movimentação das discordâncias, que é
responsável pela deformação plástica, sendo dificultada, exige tensão maior para ser
realizada.
2.4.2 Endurecimento por precipitação
O endurecimento por precipitação é também designado de envelhecimento, em
virtude da forte dependência com o tempo. Uma vez obtidos os precipitados otimizado
da segunda fase com dispersão e tamanho adequados, que conferem as propriedades
requeridas, a peça deve ser resfriada imediatamente para evitar o crescimento excessivo
desses precipitados com a conseqüente deterioração das propriedades obtidas. A força
motriz para o crescimento das partículas é a diminuição da energia de superfície. Esse
crescimento ocorre pelo aumento de partículas maiores incorporando átomos de
partículas menores que, em conseqüência, tendem a desaparecer. Quando a liga é
submetida ao tratamento por um tempo excessivo, geralmente diz-se que houve um
super-envelhecimento. (SANTOS, 2006).
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
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O processo de endurecimento por precipitação pode melhorar a resistência e a
dureza de algumas ligas metálicas, pela formação de partículas extremamente pequenas
e uniformes dispersas de uma segunda fase no interior da matriz da fase original.
(CALLISTER, 2002)
Os precipitados elevam o escoamento da liga e a sua capacidade de
encruamento, bem mais que no caso de solução sólida. Esse aumento depende da
resistência, espaçamento, tamanho, forma, distribuição e coerência das partículas do
precipitado. Quanto menos espaçadas e menores forem os precipitados, maior será a
elevação das propriedades mecânicas da liga, sem perda excessiva na ductilidade.
Quando os átomos do precipitado se ajustam perfeitamente com os átomos da matriz, o
precipitado é coerente com a matriz; caso contrário, ele é incoerente e em casos
intermediários, é semi-coerente. Isso é muito importante, porque o aumento da
resistência da liga é muitas vezes, função da coerência do precipitado, isto é, quando o
precipitado perde a coerência, sua resistência não atinge o máximo possível
(CHIAVERINI, 1992).
2.4.3 Endurecimento por dispersão
As ligas endurecidas por dispersão são semelhantes as ligas endurecidas por
precipitação, pois possuem partículas na segunda fase. O que as diferencia é o modo
como elas são obtidas. A dispersão não é obtida por tratamento térmico.
Se a segunda fase for muito pouco solúvel na matriz mesmo em temperaturas
elevadas, tem-se o caso de endurecimento por dispersão (dispersion handening). Neste
caso, as partículas são sempre incoerentes. Essas ligas são produzidas pela mistura de
pós metálicos finamente divididos com as partículas de segunda fase, (em geral, óxidos,
carbetos, nitretos, etc.) por técnicas da metalurgia do pó, tornando-se termicamente
estável até temperaturas altas, além da segunda fase também ser estável quanto ao seu
tamanho em qualquer temperatura.
A elevação das propriedades mecânicas em ligas contendo uma segunda fase é
explicada pela interação com as partículas precipitados. Essas partículas agem como
obstáculos à movimentação das discordâncias, sendo necessário fornecer maior energia
para a transposição de tais obstáculos. Para transpor uma partícula, a discordância, que
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
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possui certa energia de tensão que tende a mantê-la em linha reta, precisa se curvar o
que significa um dispêndio extra de energia. Ao passar pelo obstáculo, a discordância
deixa em volta dele um anel de discordância que também dificultará aditivamente a
passagem de outras discordâncias naquele local, até que o esforço necessário para
transposição seja tal, que a partícula é cisalhada pelas discordâncias. (SOUZA, 1974).
2.5 Tântalo
O elemento tântalo foi descoberto em 1802 pelo químico sueco Anders Gustaf
Ekeberg em minerais finlandeses e suecos. Metal cinzento, muito duro e pesado, está
entre os cinco elementos de mais alto ponto de fusão, è encontrado quase sempre
misturado com o nióbio e seu minério principal, a tantalita (FeTa
2
O
6
), é freqüentemente
confundida com a colombita (FeNb
2
O
6
), a qual muito se assemelha quimicamente.
As reservas minerais conhecidas no mundo em 2001, segundo o Departamento
Nacional de Produção Mineral – DNPM atingem 180.724 t de tantalita. O Brasil
concentra 49,4% das reservas mundiais, seguido da Austrália com 32%. Demais
detentores de reservas como China, Tailândia, Nigéria e Canadá têm participações
inferiores a 5% da reserva global.
O tântalo é um metal de alto valor devido às suas propriedades intrínsecas que
englobam: excelente ductilidade, resistência à corrosão, alto ponto de fusão e ebulição e
boa condutividade térmica e elétrica.
Atualmente a sua maior aplicação, correspondendo a cerca de 60% do uso total,
é como pó metálico na produção de capacitores, os quais regulam o fluxo de
eletricidade nos circuitos integrados da indústria eletrônica. Estes são utilizados
principalmente em telefones celulares, computadores pessoais, bens de consumo
digitais (vídeos, câmeras etc), eletrônica de automóveis e equipamentos médicos. O
tântalo também é usado em superligas para fabricação de produtos laminados e fios,
resistentes a corrosão e a altas temperaturas, assim como em lâminas de turbinas para
indústria aeronáutica (COTTRELL, 1995). Como carbeto (TaC) é usado em
ferramentas de corte.
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
25
2.5.1 Caracterização do Tântalo
Propriedades físico-química:
• Número atômico: 73
• Peso atômico: 180, 948
• Ponto de fusão: 2996°C
• Ponto de ebulição: 5425°C
• Densidade a 20°C: 16,6 g/cm
3
• Estado de oxidação: +2, +3, +4, -5
• Estrutura: CCC
• Configuração eletrônica: 2-8-18-32-11-2
2.6 Carbeto de Tântalo (TaC)
Em função do baixo custo dos materiais de partida, o carbeto de tântalo (TaC) foi
inicialmente produzido a partir da redução carbotérmica do Ta
2
O
5
misturado com o
carbono. Temperaturas elevadas (>1500ºC) e tempos longos em atmosfera a vácuo ou
não, são necessários para a produção desse material. Essas condições de síntese por um
lado asseguram uma reação rápida e completa para a produção do carbeto. Mas, por
outro causam um significativo crescimento no tamanho das partículas obtidas no
carbeto de tântalo sintetizado. Estudos desenvolvidos recentemente mostram que a
redução do tamanho das partículas desse carbeto melhora significativamente as
propriedades mecânicas do material. Aumento na tenacidade sem deterioração da
dureza de cerâmicas industriais pode ser obtido (BAN, SHAW, 2002).
Uma nova técnica foi desenvolvida para sintetizar TaC em baixa temperatura
através de uma reação gas-sólido, ou seja uma reação entre um precursor contendo
tântalo e uma mistura de gases CH
4
e H
2
. Partículas muito finas de TaC sintetizadas na
temperatura de 1000ºC e tempo de 1 hora foram obtidas (SOUZA et al, 1999).
2.7 Dispersão
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
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26
A influência de uma dispersão de partículas com a formação de uma segunda
fase, retardando o movimento da superfície do metal e a sinterização foi proposta por
Kuczynsky e Lavendell e considerava as partículas móveis e agindo como barreiras
para o avanço da superfície. Outra abordagem foi proposta, posteriormente, assumindo
que as partículas são tragadas pelo movimento da superfície, exercendo uma força e
impedindo o seu movimento (SBROCKEY, JOHNSON, 1980).
Dispersões de pequenas quantidades de inclusões de zircônia nanométrica em
corpo cerâmico de matriz de alumina, propiciam pelo menos um efeito benéfico: inibir
o crescimento de grãos durante a sinterização. Um problema enfrentado para essa
dispersão é decorrente da tendência das partículas nanométricas formarem
aglomerados. Neste trabalho foram utilizados dois procedimentos distintos de dispersão
da zircônia na matriz de alumina. A zircônia foi adicionada nas proporções
volumétricas de 1%, 3% e 5%. Amostras foram conformadas por prensagem uniaxial
seguida de prensagem isostática. Após sinterização, foi determinada a densidade
aparente e realizada a caracterização microestrutural das amostras. Os resultados
mostram significativa diferença na dispersão das nanopartículas de ZrO2 resultante dos
dois procedimentos empregados, sendo que a melhor dispersão aumenta o efeito de refi
no na microestrutura e permite a obtenção de maior densificação pelo processo de
sinterização sem aplicação de pressão (PIERRI et al, 2005).
2.7.1 Dispersão de Carbetos
Os carbetos podem ser classificados, de acordo com o tipo de ligação química
que ocorre na sua formação em, carbetos iônicos, covalentes ou metálicos (SHRIVER,
et al, 1992). Os carbetos de metais refratários têm uma grande importância tecnológica
(TOTH, 1977). Eles também podem ser denominados como cerâmicos não óxidos ou
cerâmicas covalentes (WEIMER, 1997).
Os carbetos metálicos, quando formados com metais refratários (do 4º ao 6º
grupo e do 4º, 5º e 6º período da tabela periódica), são denominados de cerâmica
avançada ou carbetos de metais refratários. Esta denominação deve-se ao fato que estes
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
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compostos têm o ponto de fusão extremamente alto (2000 ºC – 4000ºC), extrema
dureza e boa resistência ao desgaste (CAHN, 1993).
A adição de NbC ao pó aço rápido AISI M2, atomizado a água, visando o
aumento de sua dureza e resistência ao desgaste, em substituição ao Vanádio. Os aços
rápidos são conhecidos pela sua alta dureza e resistência ao desgaste. Este tipo de aço,
leva em sua composição, grande quantidade de Vanádio que forma uma fase VC, dura.
Desta forma o objetivo é o de substituí-lo pelo Nb, via adição de NbC. O NbC
adicionado pela simples mistura dos pós diminuiu a sinterabilidade do aço rápido,
distribuindo-se heterogeneamente, enquanto os pós processados por moagem (MA)
resultaram em uma microestrutura com as partículas de carbetos distribuídas
uniformemente e baixa porosidade do sinterizado (GONÇALVES et al, 1992).
A adição de 12% de pó de SiC, com tamanho médio de 3 µm em pós de aço
316L de 5 µm, misturados por 8 horas, compactados uniaxialmente a 100 MPa, sendo
sinterizadas em temperaturas de 1100 ºC por uma hora, em atmosfera inerte resultando
em completa fusão das amostras. A dispersão de grande quantidade de partículas de
cerâmica pela metalurgia do pó teve como objetivo melhorar as suas propriedades
tribológicas e com isto as suas propriedades mecânicas (PATANKAR et al., 2000).
A adição de partículas de carbetos, Al
2
Cr
2
, Cr
2
Ti, VC, SiC, em compósitos de
matriz de aço inoxidável austenítico 316L, na proporção de 1,5% e 3%, compactados a
700MPa, sinterizado a 1230ºC a vácuo ou atmosfera de 75% H
2
e 25 % N
2
, ou 100%
H
2
, com 0,6 % de cera, apresenta ser boa solução para melhorar as propriedades como a
densidade, dureza, resistência a corrosão e ao desgaste (ABENOJAR et al., 2002)
(ABENOJAR et al., 2003).
Em recente trabalho, (FURUKAVA, 2007) utilizou o aço inoxidável, austenítico
316L atomizado, e duas partidas diferentes de NbC com isto observou que as amostras
contendo o reforço de NbC apresentaram maiores valores de densidade e um aumento
significativo na sua dureza.
As primeiras notícias da utilização de TaC datam de 1939 no lançamento da liga
designada por H167 (posteriormente chamada de H2) pela Krupp. Este é o primeiro
registro de ligas contendo pequenas quantidades de carbeto de tântalo ao mesmo tempo
com o aumento do Cobalto para 7%. A adição de carbeto de vanádio em 0,6% e de
carbeto de tântalo em 1% foi especificamente para prevenir o crescimento generalizado
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
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28
e contínuo do grão durante a sinterização. Em 1973 numa interessante publicação de
Grewe et al, embora não utilizando pos de carbeto de tungstênio de tamanho sub-
micrométrico, foi confirmado que o carbeto de vanádio é superior aos carbetos de
tântalo e nióbio, na prevenção do crescimento de grão. (SPRIGGS, 1995).
O uso de dois tipos de pó de ferro, o Ancorsteel 1000B e o 45P fornecido pela
companhia Hogänäs foram misturados com dois tipos de carbetos de tântalo e nióbio,
obteve-se valores de dureza que dobraram em relação a matriz não reforçada. Outros
resultados também confirmaram que a sinterização em plasma pode ser acompanhada
por uma subseqüência nitretação desse compósito (PAULO, 2003).
2.8 Compactação
Na compactação uma pressão externa é aplicada para dar forma ao pó contido
em uma matriz, conformando-o e dando forma dimensional, densidade e porosidade
controlada.
O processo de compactação causa um rearranjo e deformações das partículas
levando a criar ligações intergranulares. Estudos e comportamento do pó durante a
compactação podem dar informações sobre várias propriedades do pó.
Do ponto de vista do processo, a compactação tem como objetivos consolidar o
pó no formato predeterminado, diminuir os efeitos de variação dimensional na
sinterização e atingir o nível de porosidade desejada.
A prensagem a frio é o método mais empregado na metalurgia do pó. Uma
massa do pó contendo ou não pequenas quantidades de lubrificantes ou aglutinantes é
colocado em uma matriz, e prensado axialmente ou isostáticamente. Além destas,
outras técnicas podem ser empregadas na prensagem do pó, como, compactação
dinâmica e moldagem por injeção, além das técnicas que não aplicam cargas sobre o
pós como é o caso da colagem, gravimetria e vibratório (GOMES,1995). As matrizes
axiais são as mais largamente utilizadas devido a sua praticidade, embora a prensagem
isostática produza um compacto de alta uniformidade.
2.9 Sinterização
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
29
A sinterização é um processo termodinâmico de não-equilíbrio, no qual um
sistema de partículas (agregado de pó ou compactado) vem adquirir uma estrutura
sólida coerente, através da redução da área superficial específica. O resultado é a
formação de contornos de grãos e crescimento de pescoços, de união inter-partículas,
levando normalmente o sistema a densificação e a contração volumétrica. (GOMES,
1995).
A sinterização como etapa mais complexa na rota da tecnologia do pó é
influenciada por diversos parâmetros que atuam simultaneamente no processo e os
sistemas são tão diversos que ainda não foi possível elaborar um modelo único de
sinterização que seja capaz de atender os mais variados e possíveis sistemas.
Os conceitos teóricos da sinterização foram originalmente baseados na idéia de
uma discreta ordem do conjunto dos poros. Ela foi considerada como o conjunto de
resultados de um processo de adesão termicamente ativado produzindo o crescimento
do contato entre as partículas e a sua coalescência. O estudo do mecanismo de iteração
entre as partículas. Estas aproximações foram direcionadas para a investigação na
cinética local, pontual do processo. Posteriormente os dados obtidos com base nesta
conceituação foram generalizados como comportamento macroscópico do corpo. Nesta
conjuntura, importantes regras na cinética, como a formação de contatos e natureza da
força motora, foram esclarecidas em grande escala por J. Frenkel em 1945, G. C.
Kuczynski em 1948, C. Herring em 1950, W. D. Kingery em 1955, R. L. Coble em
1961, F. Thummler e W. Thomma em 1967, M. F. Ashby em 1974, R. M. German e Z.
A. Munir em 1975, H. E. Exner em 1979, e F. B. Swinkles em 1985. Os resultados
obtidos têm sido as inúmeras relações cinéticas descrevendo a densificação, incluindo
características morfológicas, físicas e propriedades mecânicas do material.
As interações entre os fatores geométricos e termodinâmicos são simultâneas
durante todo processo de sinterização, porém com um grau de complexidade que não
permitiu ainda a elaboração de uma teoria definitiva, consistente e única do fenômeno,
apesar de seu conhecimento tecnológico datar de tempos remotos da civilização.
Embora muitos mecanismos contribuam simultaneamente no processo da
sinterização, é positivo analisar um modelo para determinar a contribuição de cada
mecanismo específico. (WAKAI, ALDINGER, 2003).
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
30
O principal fator para o baixo rendimento do processo é a porosidade que os
aços apresentam quando sinterizados na atmosfera industrial. Neste sentido para a
obtenção de melhores resultados, os aços devem ser sinterizados em atmosfera inerte a
altas temperaturas. (ABENOJAR et al, 2003).
A avaliação do parâmetro temperatura é fundamental para o processo de
sinterização, pois é o agente ativador do processo de difusão, e responsável por todas as
transformações e reações que ocorrem na sinterização.
Os materiais são melhores sinterizados a altas temperaturas, e isto resulta em
uma melhor resistência contra o desgaste. (VELASKO et al, 2003).
A densificação é favorecida pelas altas temperaturas além de contribuir,
consequentemente com o aumento resistência. Por outro lado altas temperaturas
provocam o amolecimento levando a diminuição da resistência. Este fenômeno é a
maior causa da distorção e da perda da precisão dimensional na sinterização. (XU et al,
2002).
A baixa taxa de aquecimento dissipa as forças motoras e não há densificação.
Por outro lado, se a taxa for alta, o resultado será a distorção e a deformação (LIU et al,
2000).
2.9.1 Tipos de Sinterização
Considerando as fases (estado da matéria) envolvidas, destacam-se dois tipos de
sinterização: em fase sólida e em fase líquida.
A sinterização em fase sólida ocorre em temperatura onde nenhum dos
elementos do sistema atinge o seu ponto de fusão. Esta é realizada com transporte de
material (difusão atômica, transporte de vapor, fluxo viscoso, etc.) (COSTA, 2004).
No segundo caso, na sinterização por fase líquida, forma-se uma fase líquida
capaz de dissolver um percentual de partículas do compacto. Isto origina um caminho
de difusão análogo ao do contorno de grão na sinterização sólida, provocando um
rápido adensamento inicial e em seguida ocorre solução de partículas sólidas no líquido
e precipitação na região do pescoço (GOMES, 1995).
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
31
Em termos gerais, todos os processos de sinterização podem ser considerados
como sinterização por fase líquida, sendo a sinterização sólida tratada como a situação
limite com o volume do líquido igual a zero. Durante o estágio inicial, a microestrutura
consiste de partículas sólidas e poros. As ligações sólidas são formadas na temperatura
de ativação do processo de difusão. Após a formação do líquido, em altas temperaturas,
a densificação é provocada pelo próprio líquido, pela força da capilaridade e transporte
de massa. Dependendo da formação da matriz sólida e da quantidade disponível de
líquido, os poros serão eliminados em uma taxa que depende da força capilar e da
rigidez do compacto. Após a sinterização a microestrutura é caracterizada por grãos de
forma arredondada dos elementos com ponto de fusão mais alta e preenchendo
efetivamente a matriz com a fase líquida, com ou sem porosidade residual.
Frequentemente esta evolução microestrutural é acompanhada por pronunciado
crescimento do grão sólido e uma redução ou eliminação da porosidade (LU,
GERMAN 2001).
A energia superficial, a solubilidade e a difusividade de cada material são
fatores determinantes na formação da fase líquida. A fase líquida pode ser utilizada na
produção de ferramentas de aços pré-ligados, onde o fator chave é a formação de uma
fase interna líquida que induz a ligação capilar entre as partículas enquanto causa uma
perda na rigidez da partícula sólida. A densificação ocorre pelo fluxo viscoso da
partícula semi-sólida. (GERMAN, 1994).
Assim sendo muitas variáveis em termos de fases presentes podem ser utilizadas
na sinterização. Na sinterização ativada, uma segunda fase sólida é formada sobre as
partículas, acelerando o mecanismo de transporte de matéria por difusão, diminuindo
sensivelmente a temperatura de sinterização em relação ao primeiro caso. A segunda
fase sólida é normalmente originada por adição de elementos como alguns metais de
transição (Ni, Pd e Pt) e W em percentual inferior a 1%, mostrando ser bons ativadores
na sinterização de metais refratários.
Na SLPS (Supersolidus Liquid Phase Sintering) figura 1, pós de ligas são
aquecidas entre a temperatura sólida e líquida, promovendo a sua densificação
(BOLLINA, 2005) (BATES,1988). È diferente da forma clássica de sinterização
líquida que inicia com pos elementares misturados e são aquecidos à temperatura acima
do ponto de fusão de um dos elementos.
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
32
Figura 1. Esquema básico de densificação durante o processo de SLPS. Fonte: Bollina,
2005.
A figura 2 mostra a evolução da microestrutura durante a SLPS. Como uma
variante da SLPS, a densificação dos pós de ligas pode ser obtida por uso de aditivos
com a formação de líquidos a baixa temperatura. A SLPS também é possível usando
misturas de duas ligas (LAL, et al 2000).
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
33
Figura 2. Evolução da microestrutura durante supersolidus do pó pré-ligado. Fonte:
Bollina, 2005
2.9.2 Mecanismo de Sinterização
Os mecanismos responsáveis pelo deslocamento de matéria durante o processo
de sinterização são: difusão atômica, fluência plástica e viscosa sendo que no caso dos
metais os processos de difusão são os únicos responsáveis pelo transporte de matéria na
sinterização. Os caminhos de transporte dos processos difusionais são concomitantes
havendo normalmente predominância de um sobre os outros nos diversos estágios do
processo.
Difusão é o fenômeno de transporte de material através do movimento dos
átomos. Nos materiais sólidos, os átomos estão em movimentação constante, mudando
rapidamente as suas posições. A difusão é a migração em etapas dos átomos de um sítio
para outro do reticulado cristalino.
tamanho do
pescoço x
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
34
A difusão no estado sólido é movida pelo gradiente do potencial químico dos
elementos. Este gradiente é induzido pelo gradiente da curvatura da superfície livre no
caso da difusão superficial e pelo gradiente da tensão, agindo na normal do contorno de
grão, no caso da difusão por contorno de grão. Os dois processos acontecem
concomitantemente quando a superfície do contorno de grão é a superfície livre (PAN,
COCKS, 1995).
Na sinterização por fase sólida, os poros são preenchidos por vários mecanismos
de transporte de matéria, ou seja, condensação de vapor do mesmo material, na região
de contato entre partículas, processos difusionais de volume, superfície e contorno de
grão, tendo o pescoço como sumidouro (GOMES, 1995).
A densificação e a contração acontecem com a aproximação dos centros das
partículas. A posição das partículas e a sua morfologia muda com o resultado do
transporte de massa envolvendo as diversas rotas de difusão e evaporação,
condensação, difusão superficial, difusão por contorno de grão e por vacância.
(WAKAI, ALDINGER, 2004).
A sinterização pode ocorrer por diferentes mecanismos como indicados na
figura 3: difusão superficial, difusão por contorno de grão, difusão por lacuna e por
evaporação. Para a modelagem computacional, o mecanismo é restrito a difusão por
superfície e por contorno de grão. Desta forma o problema é reduzido a uma dimensão,
e o transporte de massa ocorre somente linearmente (ZHANG, SCNEIBEL, 1995).
A força motriz para o processo de sinterização por fase sólida é o decréscimo da
energia livre do sistema, resultante da:
− diminuição da área superficial pelo crescimento da área de contato entre as
partículas;
− diminuição dos volumes dos poros a sua esferoidização;
− eliminação das concentrações de defeitos residuais do processo, na massa do pó;
e,
− eliminação do estado de não equilíbrio devido à mútua solubilidade dos sólidos
(homogeneização ou gradiente de concentração) ou reatividade química
caracterizado pela energia livre da solução ou formação do composto, em
sistemas com múltiplos componentes (THÜMMLER et al, 1993).
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
35
Figura 3: Modelo idealizado do mecanismo de sinterização na área do pescoço. Fonte:
Thümmler et al, 1993)
2.9.3
Estágios na Sinterização Sólida
Os modelos teóricos de sinterização sólida subdividem o processo de
sinterização na figura 4 (GOMES, 1995). O estágio inicial, caracterizado pela formação
de contatos interpartículas, seguido pela formação e crescimento de pescoços, até o
ponto onde eles começam a se interferir. O estágio intermediário caracterizado pela
densificação do compacto e pelo decréscimo dos diâmetros dos poros interligados e o
estágio final caracterizado pelo isolamento e eliminação gradual dos poros. Onde ∆L é
a variação da porosidade durante o processo de sinterizaçãp sólida, ∆L= L
0
– L, é a
contração linear.
Figura 4. Estágios de sinterização
(a) Estágio Inicial, (b) Estágio Intermediário e (c) Estágio Final. Fonte: (Gomes, 1995)
1- Difusão na Superfície
2- Evaporação e condensação
3- Difusão Volumétrica
4- Difusão no Contorno de Grão
L
0
L
0
L
0
(a) (b) (c)
∆
L
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
36
Não existe uma clara distinção entre os estágios da sinterização. Geralmente a
fase inicial corresponde a uma microestrutura com grandes curvaturas. A taxa de
formação do pescoço e a contração são pequenas e o tamanho do grão é menor que o da
partícula. Na fase intermediária os poros tornam-se arredondados, mas permanecem
interligados e pode ocorrer crescimento do grão na sua fase final.
Para produtos onde a alta porosidade é desejada, como filtros, o estágio inicial é
o único a ser realizado. Para os aços sinterizados com especificações de alta densidade
e alta resistência é necessário alcançar o estágio final, algumas vezes de uma maneira
não completa, ou somente até a parte final do estágio intermediário.Os modelos
idealizados de sinterização feitos por vários autores são específicos para cada estágio.
Como o modelo de crescimento de grão para o 1º estágio, o modelo da contração dos
pós para os estágios intermediário e final e o modelo da contração dos poros para o
estágio final (THUMMLER, 1993).
2.10 Preparação das amostras
Os métodos de preparação de superfícies para investigações macroscópicas e
microscópicas de materiais são numerosos e variados. No caso particular de observação
por microscopia óptica e de varredura, faz-se necessário uma superfície que possua
contrastes para definir microestruturas nos diferentes níveis.
O exame metalográfico, que pode ser macrográfico ou micrográfico, permite
que se analise corpos de provas sob o ponto de vista de sua estrutura, procurando
relacioná-la à propriedades físicas, composição e processo de fabricação, de modo a
poder esclarecer ou predizer seu comportamento numa determinada aplicação.
Pela macrografia adquirem-se informações de caráter geral, um aspecto de
conjunto sobre a homogeneidade do material da peça, a distribuição, natureza e
quantidade de certas impurezas e processos de fabricação. Pela micrografia pode-se
observar a granulação do material, a natureza, quantidade, distribuição e forma dos
vários constituintes, certas inclusões, que em seu conjunto levam a uma série de
resultados interessantes e de utilidade prática. (COLPAERT, 1983).
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
37
Para realizar um embutimento, a seção da peça a ser preparada é colocada em
contato com o fundo de um recipiente plástico. Utilizando-se um segmento tubular
(Uma forma de aproximadamente 4 cm de diâmetro), como pode ser visto de acordo
com o esquema da figura 5. A amostra é colocada em posição eqüidistante da parede
interna do recipiente. Despeja-se a resina preparada, espera-se a complementação da
cura (4 horas). A retirada do corpo de prova embutido é facilitado pela abertura do
recipiente que era móvel.
Figura 5. Esquema do processo de embutimento. (
FRIEL, 2000)
O lixamento de amostras em uma lixadeira manual figura 6, segue uma
seqüência de inúmeras lixas de carbeto de silício (SiC), de diferentes granulações: 80,
150, 180, 280, 320, 400, 600, 1200 e 2000, etc. Faz uma visualização prévia da amostra
na lupa e em seguida no microscópio ótico tomando o cuidado de lavar a amostra com
água destilada, passar um algodão umedecido com álcool sobre a superfície molhada
para a rápida evaporação da água, e aplicar ar quente através de um secador (para evitar
oxidação da amostra). Visualiza no microscópio ótico se todas as linhas estam
orientadas em apenas uma direção, gira-se a amostra em um ângulo de 90º e o
procedimento de lixamento é iniciado novamente, com uma lixa de granulação menor.
Após o lixamento, a amostra deve ser polida com solução de alumina em uma
politriz motorizada. A alumina no estado levigado é utilizada no processo de polimento
a fim de se obter melhor acabamento superficial. O lubrificante utilizado com a alumina
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
38
é a água destilada, empregada abundantemente, por fim pode ser feito um polimento
com pasta de diamante, para um melhor acabamento. Terminado todo este processo, de
extrema importância para dar seqüência aos demais resultados pode dar ser dado
seqüência as outras técnicas seguintes.
Figura 6. Lixadeira manual.
2.11 Difração de Raios X Método Rietveld
A técnica de difração de raios-x é muito importante na análise da estrutura
cristalina do material (BRUNDLE et al., 1992). Este método fornece informações sobre
a natureza e os parâmetros do reticulado cristalino, assim como o tamanho, a perfeição
e a orientação dos cristais. A técnica permite identificar as fases presentes no material.
A Difração de raios X (JAYANT, ASHISH, ANISH, 2004) (CULLITY, 1977)
(KLUG, ALEXANDER, 1976.) é uma técnica extremamente importante e útil para se
avaliar o tamanho de cristalito gerado na moagem, bem como seu grau de encruamento,
por meio do nível de deformação das partículas. A caracterização das amostras por
difração de raios X é uma técnica consolidada cujos fundamentos são discutidos em
diversos textos clássicos na literatura (CULLITY, 1977) (KLUG, ALEXANDER,
1976).
O método de Rietveld (CAGLIOTE et al., 1958) (YONG et al., 1995) consiste
do ajuste do perfil de difração experimental a um perfil teórico fornecido por um
modelo Físico-Químico ou padrão difratométrico.
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
39
Sabe-se que o alargamento do pico devido à microdeformação ε está
relacionado ao perfil Gaussiano e que o alargamento devido ao tamanho da partícula
com o perfil Lorentziano. Assim, uma maneira mais simples de expressar essa
dependência linear é utilizando a equação (1) (WILLIAMSOM et al, 1953).
Onde, β é a largura a meia altura do pico (FWHM), λ é comprimento de onda
dos raios-X e k é a constante que depende da simetria da reflexão. O valor aproximado
para k (k = 1) que é o valor mais utilizado para essa constante.
O gráfico Williamsom-Hall é plotado colocando (β.cosθ)/ λ ) no eixo das
ordenadas e sinθ no eixo as abscissas. Como os pontos experimentais não estão
perfeitamente alinhados, ou seja, existe uma dispersão, precisa-se obter um fator de
confiança para a regressão linear feita destes pontos. Isto é obtido fazendo o gráfico da
reta de regressão linear destes pontos juntamente com o erro de (β.cosθ)/ λ ). A equação
2 mostra como fica o erro de tal medida:
É possível se estabelecer uma associação entre o alargamento dos picos
apresentados nos padrões de raios X do TaC com a redução do tamanho de cristalito
(nanopartículas) e micro deformação presentes nesse material. Métodos, tal como
Rietveld, têm sido desenvolvidos para separar esses dois efeitos e podem ser usados
para estabelecer uma associação entre o tamanho de cristalito medido e o seu efeito
mais real no alargamento dos picos apresentados num padrão de raios X.
2.12 Dureza
A dureza de um sólido é a capacidade que o mesmo tem de resistir à penetração
de um outro corpo sem sofrer deformação permanente. Ela é medida em termos da
resistência do sólido a ser plasticamente deformado por um impressor com geometria
definida, normalmente com forma esférica, cônica ou piramidal. Usualmente, uma
carga estática é aplicada e mantida durante um tempo determinado sobre o impressor, e
(A)
(B)
Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
40
depois de sua remoção é medido o diâmetro ou a diagonal da impressão produzida. É
uma técnica muito difundida em metalurgia para a caracterização individual de
componentes estruturais de ligas, camadas superficiais e pequenas amostras
(PEREIRA, 1995).
Capítulo 3
Metodologia Experimental
Capítulo 3 – Metodologia Experimental
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
42
3. METODOLOGIA EXPERIMENTAL
Nesta seção, são apresentados os métodos empregados no desenvolvimento
experimental para obtenção dos compósitos Aço 316L adicionado de 3% de TaC,
bem como a descrição de toda a composição, condições de moagem, compactação
e sinterização, além de suas caracterização correspondente, como é observado na
(figura 7).
Figura 7: Fluxograma do procedimento experimental.
Capítulo 3 – Metodologia Experimental
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
43
3.1 Pós de partida
Os pós de partida usados foram o aço inox 316L atomizado a água, que foi
fornecido pela Hoganas-Brasil e os outros pós, no caso, os carbetos de TaC, um deles
foi sintetizados na UFRN, onde o desenvolvimento do processo de fabricação iniciou
com a caracterização do minério tântalita, no qual forão realizados processos químicos
para saber o teor de porcentagem do tântalo e do nióbio. A partir disso obteve-se os
precursores, que são a matéria prima usada nas reações realizadas num reator de leito
fixo, feito de cerâmica refratária, que possui um formato tubular, por onde ocorre a
passagem e misturas dos gases (hidrogênio e metano), usados na produção dos
carbetos. No processo de síntese, os principais parâmetros observados foram: a
porcentagem do metano (2% à 4%) adotada para que as reações produzidas fossem
completas; o tempo (90 min e 150min) e temperatura, ( 950
o
C à 1050
o
C )
empregados para investigar se o tamanho de partícula variava. Foram produzidas cinco
bateladas de carbeto de tântalo (TaC), e o TaC comercial foi fornecido pela Sigma
Aldrich. Os pós de partidas de TaC foram caracterizados por DRX, Ritveld e MEV, e o
aço inox puro somente pelo DRX e MEV.
3.2 Moagem dos Pós
Depois da caracterização dos pós de partida foram realizadas duas mistura de
aço com os dois diferentes tipos de carbetos.
A adição do carbeto foi de 3 %, em peso, misturada ao aço inoxidável 316L,
através de moagem por 24 horas em moinho convencional de bolas (esferas de aço
inox) utilizando velocidade de 190 RPM. A relação de esferas/material usada foi de 6:1
em peso.
3.3 Compactação das amostras
Os materiais particulados foram compactados em matriz metálica cilíndrica de
aço VC131 com diâmetro e altura de 5 mm, (figura 8). A compactação foi feita por
prensagem uniaxial com ação única do pistão superior. As medidas de carga aplicada à
massa de pó em função do deslocamento do pistão foram realizadas numa prensa
Capítulo 3 – Metodologia Experimental
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
44
hidráulica PHS 15t SCHULZ. A pressão de compactação máxima aplicada foi de
700MPa. Foram compactados amostras de aço inox puro e amostras misturadas de aço
com os diferentes carbetos.
Figura 8. Esquema representativo da matriz utilizada para compactação.
3.4 Sinterização dos Compactos
Os experimentos de sinterização foram realizados num forno resistivo a vácuo
Centorr VI. As amostras compactadas foram sinterizadas a 1290ºC, de acordo com a
tese de Furukava, já que obteve-se bons resultados, em tempos de 30 e 60 minutos sob
vácuo ≤ 10
-4
Torr. A taxa de aquecimento usada foi de 20ºC/minutos.
3.5 Análise por Microscopia Óptica
A microscopia óptica dos compactos foi realizada num microscópio Olympus
BX60M com ampliação de imagem para até 500 vezes e recursos de contraste por
campo a interferência.
3.6 Análise por Difração de Raios X e Método Rietveld
Foi utilizado um difratômetro Shimadzu modelo XRD-6000, operado com um
tubo de cobre, cuja linha K
α
possui um comprimento de onda de 1,5418Å. Os padrões
de difração foram obtidos para uma faixa de ângulo (2
º
) entre 20ºe 100º com um
tamanho de passo de 0,02º.
Capítulo 3 – Metodologia Experimental
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
45
As medidas de micro deformação da rede cristalina bem como tamanho de
cristalito das amostras foram obtidas através das medidas do alargamento de todos os
picos apresentados nos padrões de difração de raios X. Para a avaliação do alargamento
instrumental foi usado um material de referência padrão certificado para esse fim, o
LaB
6
(SMR660 do NIST). Para separar os efeitos de micro deformação e tamanho de
cristalito presentes no alargamento de um pico de difração, foi usada uma eficiente
técnica conhecida como o gráfico Williamsom-Hall.
3.7 Análise por Microscopia Eletrônica de Varredura
A microscopia eletrônica de varredura foi usada como uma caracterização aos
materiais particulados e sinterizados no presente trabalho. Esta análise foi realizada
num microscópio Philips do Núcleo de Estudos de Petróleo e Gás Natural (NEPGN), e
permitiu identificar a morfologia dos pós de partida e, pela análise por EDS de raios X
característico, obter-se uma avaliação da composição química elementar tanto dos pós
de partida, dos compósitos particulados moídos, como das amostras sinterizadas
investigados no presente trabalho.
3.8 Medidas de Densidade
A densidade verde das amostras cilíndricas foi obtida através do método
geométrico. Para tanto foram realizadas medidas dimensionais e de massa em cada
amostra.
A densidade das amostras sinterizadas foram medidas pelo método
picnométrico. Nesse método, o volume da amostra é obtido pela variação no peso de
um recipiente totalmente preenchido com um líquido de densidade conhecida, quando a
amostra é também inserida no seu interior (REILLY, RAE, 1954) (PRATTEN,1981)
(SOARES, 2003).
Foram realizadas dez medidas de densidade em cada amostra para se calcular a
densidade relativa.
Capítulo 3 – Metodologia Experimental
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
46
3.9 Medidas de Micro-Dureza
O teste de dureza Vickers dos compactados sinterizados foi realizado num
microdurômetro Shimadzu tipo M. As condições de medidas foram: carga de 10 N e
intervalo de 15s de repouso da ponteira sobre a amostra.
Capítulo 4
Resultados e Discussão
Capítulo 4 – Resultados e Discussão
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
48
4. RESULTADOS E DISCUSSÃO
Neste capítulo serão apresentados os resultados obtidos do compósito de matriz
metálica (CMM) desde a caracterização dos pós de partidas até a caracterização das
microestruturas e propriedades mecânicas dos sinterizados. Na seção 4.1, são
apresentados os resultados e discussão dos materiais particulados. Na seção 4.2, os
resultados obtidos com os materiais sinterizados.
4.1 Materiais Particulados
4.1.1 DRX e MEV do Aço Puro
O difratograma de raios x do aço apresentou picos característicos de aço
austenítico, na (figura 9). Através deste difratograma foi observado a diferença entre
amostras submetidas às diferentes etapas do processo, verificando possíveis alterações
ou surgimento de fases durante a moagem e sinterização.
A análise morfológica confirma as características próprias de um aço atomizado
à água, com formas e distribuição de partículas com tamanhos irregulares e com
superfície rugosa, conforme pode ser observado nas (figuras 10a e 10b).
0 20 40 60 80 100 120
Aço Inox Puro
U.A.
2θ
Figura 9. Padrão de difração de raios-X do aço inox original.
Capítulo 4 – Resultados e Discussão
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
49
Figura 10. Micrografia (MEV) do pó do aço inox original. (a) aumento de 200x e (b)
aumento de 1000x.
4.1.2 DRX e Método Rietveld dos Carbetos
Na figura 11 são apresentados os padrões de difração de raios X dos carbetos
experimental e comercial. Como pode ser visto, a síntese do carbeto de TaC produzido
pela UFRN é reprodutível com picos característicos e estrutura CFC. Além disso,
observa-se também que os pós de TaC produzidos na UFRN, apresentam picos mais
largos quando comparados com àqueles fornecido pela Sigma Aldrich. De acordo com
estudos anteriores, (CULLITY, 1977) (KLUG, ALEXANDER, 1976), isso pode ser um
forte indicativo de que o pó da UFRN é fino enquanto que o comercial é mais grosso.
Foram realizadas medidas do tamanho de cristalito e microdeformação de
ambos pós de TaC. Os resultados obtidos dessas medidas são apresentados na tabela 1.
Como pode ser visto, o TaC produzido pela Aldrich apresenta um tamanho quase três
vezes ao da UFRN. Além disso, os valores de microdeformação são desprezíveis, mas
nos resultados obtidos para os dois pós, nota-se que o TaC fornecido pela Aldrich
apresenta um valor menor do que o sintetizado pela UFRN. Esses resultados de
tamanho de cristalito e microdeformação são atribuído as diferentes condições de
síntese usadas para produção dos TaC.
Capítulo 4 – Resultados e Discussão
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
50
Figura 11. Padrão experimental de difração de raios X do carbeto de tântalo da UFRN e
da Aldrich. (OLIVEIRA, et al, 2007)
Tabela 1- Resultados do tamanho de cristalito e microdeformação obtidos para dois
diferentes carbetos de tântalo. (OLIVEIRA, et al, 2007)
Posição (2θ)
Pós
34,88 40,48 58,60 70,06 73,66 87,61 98,03
Tm
(nm)
Md (%)
TaCufrn
15,91 15,47 14,14 13,39 13,18 12,43 11,97 13,78 1,56x10
-3
TaCSigma
42,68 41,62 40,19 39,79 39,73 40,04 40,61 40,66 1,02x10
-4
Obs: Tm = Tamanho Médio de Cristalito; Md = Microdeformação;
4.1.3 MEV dos Carbetos Particulados e Misturados
Nas figuras 12 e 13, observa-se as micrografias (MEV) dos carbetos de TaC.
Na primeira imagem os carbetos de tântalo da UFRN apresentam-se sob forma de
aglomerados de partículas muito finas. De acordo com o aumento das imagens de 500x
para até 20000x é verificado melhor os tamanhos da partículas, nas quais o maior
diâmetro encontrado é de 1,17µm (figura 12). Já de acordo com a (figura 13) MEV do
TaC comercial, observa-se partículas com diâmetro maiores que chegam a 3,33µm.
Capítulo 4 – Resultados e Discussão
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
51
Esta diferença da morfologia entre as figuras 12 e 13 é explicada pelas
diferentes condições de síntese de cada carbeto, quanto temos que o TaC da UFRN é
obtido em temperaturas e tempo menores em relação ao comercial, e como isso temos
um carbeto com uma morfologia homogenia nos tamanhos das partículas comparado
com TaC da Aldrich.
Capítulo 4 – Resultados e Discussão
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
52
Figura 12. Micrografia do TaC sintetizado na UFRN, (MEV): (a) 500x; (b) 5000x e (c)
20000x.(OLIVEIRA, et al, 2007)
Capítulo 4 – Resultados e Discussão
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
53
Figura 13. Micrografia do TaC sintetizado pela Aldrich, (MEV): (a) 500x; (b) 5000x e
(c) 20000x. (OLIVEIRA, et al, 2007)
Nas figuras 14 e 15 são apresentadas às micrografias dos compósitos de aço
inox 316 L com TaC preparados por moagem. O tamanho e a forma de partida do aço
inox puro apresentado foi bastante heterogêneo e comportam-se diferentemente quando
submetido ao processo de moagem com os carbetos, ou seja, na moagem com o carbeto
fino (figura 14a) a sua morfologia e tamanho continuam heterogêneos, mas diferentes
do observado no aço de partida. Na moagem com o carbeto grosseiro (figura 15a) o
tamanho e a morfologia se apresentaram mais uniformes. Além disso, comparando-se
as figuras 14b com 15b (flechas), nota-se que a dispersão dos carbetos na matriz
metálica se apresenta mais uniforme para o caso onde o TaC fino foi usado.
O metal e o carbeto durante a moagem apresentam um mesmo comportamento,
ou seja, o primeiro deforma facilmente e pode assumir várias formas durante o processo
de moagem, enquanto que o segundo, bem mais fino, penetra facilmente no metálico,
podendo saturar esse material até o ponto de se obter uma dispersão dos carbetos, como
apresentada na figura 14b. Ocorre nesse caso algo semelhante ao observado na
literatura (SURYANARAYANA, 2001) para um sistema de mistura de materiais dúctil
– frágil processado em moinho de alta energia, ou seja, as partículas frágeis são
distribuídas ao longo do material dúctil e apresentam uma composição bastante
homogênea na mistura dos pós de partida.
Capítulo 4 – Resultados e Discussão
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
54
Figura 14. Micrografias (MEV) da mistura obtida para as amostras TaC
U
, apresentando
a distribuição dos carbetos na matriz metálica de aço inox: (a) 200x e (b) 1000x
.
Figura 15. Micrografias (MEV) da mistura obtida para as amostras TaC
C
, apresentando
a distribuição dos carbetos na matriz metálica de aço inox. (a) 200x e (b) 1000x.
4.2 Estudo dos Sinterizados
4.2.1 Microscopia Óptica dos Compósitos Sinterizados
Nas figuras 16 e 17 são apresentadas micrografias (MO) das microestruturas das
amostras sinterizadas na temperatura de 1290°C e tempos de 30 minutos.
Primeiramente na (figura 16a) tem-se a imagem de da amostra sinterizada com TaC da
UFRN, sem ataque em seguida (figura 16b) a mesma amostra atacada, onde observa-se
melhor os contornos de grão e a porosidade das mesmas. O mesmo processo é repetido
para as amostras com TaC comercial.
Capítulo 4 – Resultados e Discussão
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
55
As condições de sinterização produziram uma microestrutura bastante
heterogênea e irregular, onde estão presentes poros interconectados, típica de uma
microestrutura em estágio intermediário de sinterização.
Os diferentes tipos de carbetos produziram efeitos distintos nas microestruturas
sinterizadas. Nas amostras reforçadas com TaC UFRN (figura 16) sua sinterização está
num estado mais avançado do que as amostras sinterizadas com TaC comercial, pois os
diâmetros dos poros, no primeiro caso, estão menores e os compactados mais
densificados comparando com a (figura 17) que são as amostras do TaC fornecido
Aldrich.
O fato de se identificar diferentes estágios nas amostras reforçadas com carbetos
e sinterizadas por 30 minutos, é que neste tempo a amostra que apresentou maior
densificação foi a sinterizada a partir da mistura com melhor dispersão de carbetos na
matriz metálica, ou seja, a obtida com o TaC da UFRN, (figura 16).
Figura 16. Micrografias das amostras (MO 500x) de TaCU sinterizadas num forno a
vácuo em 1290ºC durante 30 min: (a) Sem ataque e (b) com ataque.
(a)
(
b)
Capítulo 4 – Resultados e Discussão
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
56
Figura 17. Micrografias das amostras (MO 500x) de TaCC sinterizadas num forno a
vácuo em 1290ºC durante 30 min: (a) Sem ataque e (b) com ataque.
Além de observar todas essas micrografias acima pelo microscópio óptico,
também, é visualizado as impressões do ensaio de microdureza.
Na figura 18 são apresentadas impressões típicas obtidas para as amostras
estudadas no presente trabalho. Nas amostras reforçadas com carbetos as impressões
são menores que aquela apresentada para o aço puro. No caso da amostra sinterizada
com TaC da UFRN, a impressão por ser a menor de todas, apresenta o maior valor de
dureza. Outro aspecto é a relação estabelecida entre o tamanho da impressão e o
tamanho do grão sinterizado.
Figura 18. Micrografias das impressões de microdureza:(a) Aço 316L60min, (b)
TaC
C
60min e (c) TaC
U
60min.
4.2.2 Microscopia Eletrônica de Varredura dos Sinterizados
Nas figuras 19-21 são apresentadas as micrografias do aço 316L puro, e da
distribuição de TaC na matriz metálica de aço inox 316L, do microscópio eletrônico de
varredura. Inicialmente na (figura 19) é observado apenas a matriz metálica, de cor
(a)
(b)
Capítulo 4 – Resultados e Discussão
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
57
cinza e a presença de algumas poros, de cor mais escura, que diminui em tamanho e
quantidade de acordo com o tempo de sinterização (figura 19a) 30 minutos e (figura
19b) 60 minutos de sinterização.
Na figura 20 observa-se regiões de cor cinza, que foram identificadas como
matriz metálica enquanto que a clara, como carbetos, neste caso, TaC da UFRN, que se
encontram ainda disperso e segregados nos contornos de grão da matriz metálica.
Mantendo a mesma distribuição nos diferentes tempos de sinterização (figuras 20a e 20
b).
Observando-se a figura 21 nota-se uma diferente dispersão, neste caso trata-se
de amostras sinterizadas com o TaC comercial, nas quais ainda observa-se a presença
de poros e uma dispersão diferente comparada com as amostras com o TaC da UFRN,
nestas os carbetos encontram-se mais segregados e dispersos uniformimente na matriz
metálicana e naquelas (figura 21) os carbetos estão dispersos aleatóriamente na matriz.
Estes resultados são coerentes com a hipótese apresentada anteriormente de que,
a dureza dos sinterizados depende essencialmente dos carbetos na mistura de partida,
eles são dispersos na matriz metálica para formar contornos de grãos. Quanto mais a
matriz se apresentar saturada com carbetos, maior será nela a dispersão dos mesmos.
Figura 19. Micrografias (MEV-600x) do aço 316L puro: (a) 30 min e (b) 60 min.
Capítulo 4 – Resultados e Discussão
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
58
Figura 20. Micrografias (MEV-600x) apresentando a distribuição dos carbetos na
amostra TaC
U
processada em diferente tempo de sinterização: (a) 30 min e (b) 60 min.
(GOMES, et al, 2007)
Figura 21. Micrografias (MEV-600x) apresentando a distribuição dos carbetos na
amostra TaC
C
processada em diferente tempo de sinterização: (a) 30 min e (b) 60 min.
(GOMES, et al, 2007)
4.3 Propriedades Mecânicas
4.3.1 Densidade e Micro-Dureza
Na tabela 2 são apresentados os resultados de densidade e micro-dureza obtidos
para amostras sinterizadas na temperatura de 1290ºC e tempo de 30 e 60 min. Como
pode ser visto independente do tempo de sinterização usado, os valores de densidade
relativa obtidos encontram-se limitados a 93%. Além disso, os valores das micro-
Capítulo 4 – Resultados e Discussão
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
59
durezas medidas, que ficaram entre 71 HV e 115 HV não variaram em função da
densidade relativa.
Associado a isso o aumento do tempo elevou a dureza das amostras,
provavelmente em função do aumento da quantidade de precipitados na matriz de aço.
Isso foi mais significativo para as amostras reforçadas com os carbeto da UFRN e é
coerente com o seu tamanho da partícula bastante fino, descrito no procedimento
experimental.
Ainda de acordo com a tabela 2 e com auxílio da Figura 22 pode-se observar a
imensa diferença dos valores de micro-dureza entre a amostras de aço puro, aço com o
TaC UFRN e aço com o TaC comercial, ambos sinterizados numa mesma temperatura
e mesmo tempo de sinterização.
Observa-se primeiramente uma diferença de 23,68% da amostra de aço puro
(316L) sinterizado por 30 minutos, com a amostra, também sinterizada por 30 minutos,
mas reforçada com 3% de TaC UFRN (TaC
U
), e quando aumenta o tempo de
sinterização da mesmas amostras tem- se uma diferença no valor da micro-dureza de
61,97%.
A diferença nos valores de micro-dureza em relação as duas amostras
adicionadas de 3% de carbetos diferentes (TaC
C
e
TaC
U
) é diminuída. Com o tempo de
sinterização de 30 minutos tem uma diferença na dureza de 19,74% e com 60 minutos
de 26,23%.
Todas estas diferenças no valor da micro-dureza estão provavelmente associadas
à dispersão de partículas grossas e/ou finas na matriz metálica, preferencialmente nos
contornos de grão, e isso se deve ao processo de síntese dos carbetos, o da UFRN
mesmo com baixo aporte de energia, produziu partículas com tamanhos cristalito
pequenos e mais homogêneo, em relação ao fornecido pela Aldrich.
Capítulo 4 – Resultados e Discussão
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
60
Tabela 2. Resultados da dureza e densidade obtidos para amostras sinterizadas em um
forno a vácuo a 1290ºC.
Densidade
Amostras
Tempos de
Sinterização
(min)
Sinterizada
g/cm
3
Relativa
(%)
Micro-Dureza
(1000gf)
316L 30 7,10 ± 0,07 89,0 76,0 ± 5,2
316L 60 7,23 ± 0,02 91,0 71,0 ± 5,0
TaC
C
30 7,36 ± 0,06 90,0 78,5 ± 7,5
TaC
C
60 7,49 ± 0,05 92,0 91,1 ± 10,3
TaC
U
30 7,57 ± 0,07 93,0 94, 0 ± 9,8
TaC
U
60 7,58 ± 0,06 93,0 115,0 ± 9,9
Obs: TaC
C
= 316L + TaC (Sigma Aldrich) e TaC
U
= 316L + TaC (UFRN).
30 60
70
75
80
85
90
95
100
105
110
115
Microdureza (HV)
Isoterma de sinterização (minutos)
316L
TaC Comercial
TaC UFRN
Figura 22. Gráfico mostrando uma melhor visualização dos resultados da micro-dureza
obtidos para amostras sinterizadas em um forno a vácuo a 1290º
Capítulo 5
Conclusão
Capítulo 5 - Conclusão
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
62
5. CONCLUSÃO
O carbeto de tântalo - TaC com cristalitos de tamanho nanométrico, fortemente
aglomerados, constituindo partículas menores que as partículas de aço inox 316, foram
dispersas pela moagem, permanecendo na compactação, entre as partículas que
constituem a matriz metálica.
Os resultados mostram significativa diferença na dispersão entre as partículas de
carbetos em função do tipo de carbeto utilizado, sendo que a melhor dispersão aumenta
o efeito do refino na microestrutura e permite a obtenção de maiores valores de
densidades e de micro-dureza.
Os valores das densidades dos sinterizados nas mesmas condições de
temperatura, tempo e atmosfera, aumentaram de 89,0% para até 93% com a adição de
3% de TaC.
As partículas de TaC da UFRN encontram-se segregadas sobre os contornos do
grãos da matriz metálica.
O uso do TaC
U
como reforço no aço permitiu um aumento de 26 a 19% no valor
da micro-durezana além disso ele é sintetizado numa temperatura de 1000ºC, bem
inferior ao TaC
C
que varia de 1400ºC a
1800ºC, então tem-se que o
TaC produzido
na UFRN, com tamanhos de cristalitos menores, e com menos aporte de energia,
apresentou comportamento superior ao disponível comercialmente.
Capítulo 5 - Conclusão
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
63
Temas para Pesquisas
O trabalho experimental desenvolvido e principalmente, os resultados obtidos
indicam o potencial da extensão deste tema para futuras pesquisas, envolvendo a
abordagem de outros parâmetros e a modelagem matemática da dispersão de uma fase
nanométrico mais dura em uma matriz metálica, na sinterização sólida.
Dentre estes estudos, sugere-se:
•
Analisar o comportamento do sinterizado quanto a sua resistência à corrosão;
•
Confirmar a correlação entre os valores de dureza e de resistência ao desgaste;
•
Avaliar a influência da porcentagem de TaC na matriz metálica, e a sua
sinterização em diferentes temperaturas e taxa de aquecimento.
•
Analisar o comportamento do TaC em outras matrizes metálicas, bem como o
efeito da variação do seu percentual de adição na sinterização;
•
Fazer amostras com adição de carbetos mistos de TaC e NbC partindo da
Tantalita com baixo teor de Nb;
•
Desenvolver mecanismos físico-químicos de quebra e dispersão de aglomerados
de nano particulados, assim como a dopagem química do carbeto na matriz
metálica;
OLIVEIRA, L.A. – Dissertação de Mestrado – PPGCEM / UFRN – 2008.
64
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