A presente pesquisa faz parte de um conjunto de temas que constituem uma linha de pesquisa adotada em parceria entre os Laboratórios da Universidade Federal do Rio Grande do Norte, denominado Laboratório de Cimentos (LabCim), e da Universidade Federal de Santa Catarina, denominado Laboratório de Materiais (LabMat), que tem por finalidade o desenvolvimento de materiais obtidos via metalurgia do pó. O presente desenvolvimento visou a obtenção e estudo de ligas de níquel, em que ao pó de níquel foram adicionados carbonetos de silício, em diferentes granulometrias, afim de serem dissociados e entrarem em dissolução com a matriz durante a sinterização de componentes produzidos via metalurgia do pó convencional, assim como pós de nitreto de silício e grafita, e ainda, silício metálico e grafita como forma de comparação. Tal estudo foi realizado tendo em vista a evolução microestrutural de cada liga com relação a sua sinterabilidade, para as condições de sinterização em que se variou a temperatura de sinterização, até 1200ºC, para um tempo fixo e se variou o tempo de sinterização para temperaturas fixadas em 950ºC. Tais ligas estudadas poderão ser utilizadas futuramente em aplicações que necessitem de resistência à corrosão, oxidação e com propriedade auto-lubrificante.
Isto parece possível pela implementação simultânea de vários requisitos, utilizando os conhecimentos mais avançados de tribologia e as técnicas mais avançadas de processamento de materiais a partir de matéria prima na forma de pó, atualmente disponíveis (BINDER, 2009).
Estes requisitos podem ser agrupados em dois conjuntos principais como segue:
a) Otimização da microestrutura do compósito de forma a obter um elevado grau de continuidade da matriz metálica, que é a fase que confere a resistência mecânica ao compósito;
b) Propriedades mecânicas (dureza, resistência mecânica e ao desgaste) das matrizes metálicas selecionadas para o compósito (BINDER, 2009). Anterior a etapa experimental é necessário a definição do modelo microestrutural do compósito, visando o melhor desempenho tribológico e mecânico,
baseado em informações existentes na literatura e existentes no grupo de pesquisa (LabMat). A Figura 12 mostra, esquematicamente, a situação ideal desejada.
Figura 12 Modelo idealizado da microestrutura de um compósito autolubrificante a seco
Fonte: BINDER, 2009.
Conforme mostrado na Figura 12, teoricamente é desejado, uma distribuição do lubrificante sólido com um livre caminho médio o mais regular possível. Isto implica na utilização de partículas de lubrificante sólido, a medida do possível, com uma distribuição de tamanho de partícula monomodal e relativamente estreita. No modelo apresentado na Figura 12, cada partícula de lubrificante sólido deve fornecer o lubrificante necessário para a lubrificação de uma área bem definida da interface a ser lubrificada. A quantidade relativa (% volume) da fase lubrificante sólido deve ser mantida tão baixa quanto possível a fim de minimizar a interrupção da matriz metálica, que possui a função de prover a resistência mecânica do compósito. Parece ser possível atingir coeficientes de atrito suficientemente baixos mesmo com uma baixa quantidade de lubrificante sólido em um compósito em que todos os parâmetros microestruturais e as propriedades mecânicas da fase matriz encontram- se otimizados em termos de conhecimento tribológico. Claro que o coeficiente de atrito também depende do tipo particular de lubrificante sólido utilizado (BINDER, 2009).
São sugeridas como possíveis fases precursoras para a formação de nódulos de grafita em matriz de níquel: carboneto de silício (SiC) ou Grafita. No âmbito do presente trabalho foram estudados apenas materiais compósitos autolubrificantes a seco de baixo coeficiente de atrito e, especificamente, com matriz a base de ligas de níquel com partículas de lubrificante sólido a partir da dissociação de partículas de carboneto de silício (SiC) ou, ainda com a adição de Si3N4 com grafita ou Si com grafita ao Ni. No caso da dissociação do carboneto, as partículas de lubrificante sólido geradas serão formadas pelo carbono presente no composto, já que a energia
de formação do SiC é menor que para a formação do Ni3C, sendo assim, o SiC é
dissociado em que o Si entra na rede cristalina do Ni, favorecendo o endurecimento da matriz, enquanto o carbono permanece distribuído na mesma.
A Figura 13 mostra a Variação da Energia Livre de Gibbs na formação de alguns carbonetos no estado padrão em função da temperatura (diagrama de Ellingham de carbonetos).
Figura 13 Energia livre de formação para alguns carbonetos em função da temperatura
Fonte: BINDER, 2009.
Os compostos que são mais indicados para formar uma liga de NiSi sinterizada autolubrificante são: SiC, pela dissociação do mesmo com a dissolução do Si na matriz de Ni e a precipitação da
grafita, Si3N4 com garfita, pela dissociação do nitreto com a
dissolução do Si na matriz de Ni, ou com a adição do Si metálico com grafita ao pó de Ni, sendo esta liga formada à temperatura de sinterização de, aproximadamente, 1200 ºC. Como pode ser observado na Figura 13, a energia livre de formação do carboneto de silício [ΔGº(T)SiC] por exemplo, na temperatura de 1200 ºC, é da
ordem de -9 kcal/mol, ou seja, trata-se de um composto relativamente pouco estável. Caso misturado a uma matriz na qual pelo menos um dos elementos químicos do composto seja solúvel haverá a tendência de ocorrer a dissociação deste composto, sendo que a quantidade que será dissociada vai depender da temperatura e da atividade do soluto na solução.
Na dissolução de um composto AB quando os elementos químicos entram em solução sólida ocorre uma diminuição da energia livre de Gibbs (chamada energia de formação de solução sólida) que, na realidade, representa a força motriz para a formação da solução sólida. Quando ambos os elementos forem solúveis, a variação da energia livre associada a formação da solução sólida e dada pela equação (BINDER, 2009):
Δg(solução sólida) = nARTlnaA + nBRTlnaB
Nesta equação, nA é o número de mols do elemento A dissolvidos na matriz, nB é o número de mols do elemento B dissolvidos na matriz, aA é a atividade do elemento A dissolvido na matriz e aB é a atividade do elemento B dissolvido na matriz. R é a constante geral dos gases (R = 1,987 cal/mol . K) e T a temperatura na qual se forma a solução (BINDER, 2009).
Portanto, na temperatura de sinterização apenas o Si (resultante da dissociação do SiC) entra em solução sólida com o Ni. A grafita que permanece presente na matriz, uma vez que o carbono não pode entrar na rede cristalina do Ni devido ao tamanho de seu raio atômico, fornece ao material a característica de lubrificante sólido. A energia livre de formação da solução sólida pela dissolução de 1 mol de Si no Ni varia em função da atividade do Si na matriz de níquel para a temperatura de aproximadamente 1200 ºC.
Assim, durante a etapa de sinterização, isto é, na temperatura de sinterização das peças ou produtos, o carbeto de silício (SiC) se dissocia e o elemento químico silício entra em solução sólida no níquel, ou seja, em sua rede cristalina. À medida que a dissociação do SiC progride, aumenta a quantidade de Si solubilizado na matriz de níquel na vizinhança das partículas de SiC em dissociação. A partir deste momento, o carbono, liberado em conseqüência da dissociação do carbeto, permanece distribuído na matriz na forma de grafita. Em decorrência da presença da
grafita tem-se como resultado um material compósito de baixo coeficiente de atrito, desde que não haja atmosfera oxidante.
A Figura 14 mostra, esquematicamente, a evolução do processo de dissociação resultando na formação de nódulos de grafita. Em operação, ou seja, em movimento relativo a outro corpo, esse tipo de material proporciona a formação de uma fina camada de lubrificante sólido (grafita) na interface dos materiais em contato que impede o contato direto entre as superfícies promovendo um baixo coeficiente de atrito e um menor desgaste do material.
Figura 14 Evolução da dissociação da partícula de SiC e formação da partícula de grafita durante a sinterização
4 MATERIAIS E MÉTODOS
Serão apresentadas as características das matérias primas utilizadas, os aparatos experimentais e os procedimentos de ensaios, assim como as caracterizações utilizadas no presente estudo.
Como a área de metalurgia do pó apresenta uma grande versatilidade no que se refere às técnicas de conformação dos pós (compactação, injeção, extrusão, entre outras) e à matéria prima disponível em termos de características dos pós (tamanho, distribuição de tamanho de partícula, formato de partícula) (BINDER, 2009), o desenvolvimento e estudo deste material sinterizado foi realizado por meio da conformação dos pós por compactação convencional e dividido em duas etapas, de acordo com as matérias primas utilizadas.