Moagem por 10,0h
Quando o pó quasicristalino é moído por 10h, ver Fig. (6.5), a intensidades da fase
IQC começa a diminuir, aproximadamente, na mesma razão que a intensidade do pico da
fase cristalina β (tipo CsCl) aumenta, como se pode observar na Fig. (6.6).
Figura 6.5 - MEV quasicristal moído por 10h.
39
ι β
ι
ι − Fase IQC
β − Al(Cu,Fe)
Intensidade (u.a)
Pt - Platina
Pt
973K
773K
298K
40
42
44
46
48
2θ
Figura 6.6 – DRX do pó de IQC moído por 10h tratado a 298K, 773K e 973K.
O gráfico da Fig. (6.7) foi construído, para melhor se visualizar esta tendência de
desaparecimento da fase IQC, com aumento da fração da fase β, nos pós moídos por 10h,
quando do aumento da temperatura da amostra diante do feixe de raios-x. A fração da
presença de cada fase da liga foi calculada, dividindo-se a área do pico mais intenso da
fase IQC, bem como a área do pico da fase β, pela área do pico concernente ao material do
porta-amostra, que foi considerada como fase de referência interna, posto que a Pt é
estável, nas condições de aquisição de cada difratograma. Além disto, o pico referente ao
seu plano (200), não se superpõe com nenhum dos picos das fases em análise.
40
Figura 6.7 – Curvas da fração de volume em função da temperatura, das fases IQC e β de
pós moídos por 10h
Observa-se claramente, através da curva referente a fase IQC, que há uma redução na
quantidade desta fase, quando aumenta-se a temperatura de aquisição do difratograma. No
que se refere à fase β vê-se exatamente a tendência oposta: a declividade da curva tem
sinal contrário, indicando o aumento da fase β, com a conseqüente redução da fase IQC.
Este resultado corrobora com o que é citado por ROSAS & PEREZ (2001) (Ver Capítulo
4.1), onde estes afirmam que a fase cúbica β Al5(Cu,Fe)5 é uma solução sólida do sistema
AlCuFe e tem relação direta com a formação e decomposição da fase IQC.
Moagem por 20h
No caso do pó moído por 20h, as partículas atingem tamanhos inferiores a ~ 800nm,
como mostrado na Fig. (6.8). Observam-se igualmente nesta foto que as partículas do pó
têm larga distribuição de tamanho, e apresentam tendência a aglomeração.
41
Figura 6.8 – MEV pós moídos por 20h
Neste caso a transformação da fase IQC em fase β é logo evidenciada, à temperatura
ambiente, imediatamente após a moagem. Na Fig. (6.9) observa-se que, à medida que a
temperatura aumenta a fase IQC vai se decompondo, e a 973K se torna praticamente
inexistente.
42
β
β − Al(Cu, Fe)
Intensidade (u.a)
Pt - Platina
Pt
973K
773K
298K
40
42
44
46
48
2θ
Figura 6.9 – DRX do pó de IQC moído por 20 h tratados a 298K, 773K e 973K.
Estes resultados sugerem que a transformação da fase quasicristalina para uma fase β
é um fenômeno regido pelo aumento da área específica da superfície, que conduz a uma
maior razão de oxidação ou maior introdução de defeitos durante a moagem (Seção 4.3.1).
Resultados similares foram observados por MUKHOPADHYAY et (2002) no Refinamento
por Moagem Mecânica (RMM) de uma liga quasicristalina de AlCuCo. Segundo os autores
uma fase decagonal quasicristalina transforma-se em uma fase nano-cristalina B2 (cúbica
ordenada tipo CsCl) após 40h de moagem e, um tratamento posterior leva a um aumento
no grau de ordenação da fase B2. Esta fase não reverte à fase DQC (Decagonal
Quasicristalina), mesmo quando submetido a prolongados tratamentos térmicos. Eles
argumentam que as transformações são controladas por difusão balística durante a moagem
RMM e acelerada pela introdução de defeitos e surgimentos de uma grande fração de
contornos de grão (Seção 4.2). Tal pressuposto leva a conclusão que a fase B2 é mais
estável que a fase DQC, contradizendo o diagrama de fases ternário AlCuFe, apresentado
na seção 2.3.
43
Uma explicação, mais realista para esta instabilidade, pode ser feita atribuindo-se
este efeito à oxidação da partícula de IQC durante RMM. Embora a moagem tenha sido
conduzida sob vácuo, a pressão parcial do oxigênio não é termodinamicamente baixa o
suficiente para evitar a formação de uma fina camada de Al2O3 na superfície da partícula.
BONHOMME et al. (2005) mostraram que a formação de uma fina camada de Al2O3 , na
supeficie do pó, leva a mudança na composição química local através de deslocamento de
Al contido no material Este deslocamento, quando muito intenso, leva ao aniquilamento da
fase quasicristalino e a conseqüente transformação numa fase cristalina β (Seção 4.3).
Porém, para partículas de tamanhos mais grosseiros (>10µm) a presença desta fina camada
de óxido (estimada em ~ 5nm) é insignificante, quando comparado ao tamanho da
partícula, e não causa nenhuma alteração, de maior significado, em sua composição
química, como visto em nos pós moídos por 0.5h. No caso da moagem por 10h, o pó
começa a perder estabilidade em temperaturas de 773K, pois as reações de oxidação dos
metais, de uma maneira geral, são aceleradas em altas temperaturas devido a um aumento
na difusão do oxigênio e aumento da difusão leva à transformação da fase quasicristalina
(Seção 4.3.2).
Existe um tamanho crítico de partícula, na qual a camada superficial de óxido na
começa a desempenhar um papel muito importante na desestabilidade do quasicristal.
Neste caso, a desestabilidade do quasicristal ocorre, mesmo à temperatura ambiente, como
se pôde observar nos pós moídos por 20h (~800nm, sob as condições de moagem
apresentadas na seção 5.5). A razão (Área de superfície/Volume) (A/V) é o efeito
predominante, sendo o responsável pela perda da estabilidade das partículas quasicristalina
(Seção 4.3.1). Este efeito prejudicial pode ser controlado através de condições de controle
que evitem a formação da camada de óxido
•
Pós moídos - etapa 2
Os difratogramas dos pós moídos com bismuto são apresentados na Fig. (6.10).
Observa-se que, mesmo quando as amostras são moídas por 20h, não sofrem
desestabilização, enquanto que os mesmos pós, moídos por 20h, sem adição de bismuto,
sofreram transformação, como mostrado anteriormente, na Fig. (6.9). Isto se deve,
provavelmente, ao fato do bismuto formar uma camada protetora nas partículas
quasicristalinas, durante e após a moagem, evitando o contato com o oxigênio, e, desta
44
forma, impedindo a sua difusão para o interior das partículas dos quasicristais, inibindo,
assim, a transformação da fase QC em fase β, pela ação do oxigênio, conforme discutido
no parágrafo anterior.
ι − Fase IQC
β − Al(Cu, Fe)
• - Bismuto
•
•
ι βι
•
β β
ι
•
ι
β
Intensidade (u.a)
ι ι
•
ι
20h
10h
5h
0.5h
20
40
60
80
100
2θ
Figura 6.10 – DRX da influência do bismuto na moagem do pó quasicristalino.
45
Põe-se lado a lado as fotos, obtidas através do MEV, Figuras (6.11) e (6.12), dos pós
moídos por 20h, com e sem bismuto, para uma melhor comparação. Pode-se verificar que a
granulometria dos pós, resultantes das moagens por 20h, com e sem bismuto, não diferem
de forma significativa e, desta forma, permite à conclusão de que a ação do bismuto é,
predominantemente, no sentido de inibir a ação do oxigênio, melhorando a estabilidade do
pó quasicristalino.
Figura 6.11 – Pó moído por 20h, com Bi.
Figura 6.12 – Pó moído por 20h, sem Bi
46
CAPÍTULO VII
CONCLUSÕES
A liga quasicristalina de composição Al62,2Cu25.5Fe12.3 e estrutura icosaedral obtida
em forno a indução, foi submetida a cominuição, por moagem mecânica, a 240rpm, ambas
sob atmosfera de argônio, durante 0,5h; 2,0h; 5,0h; 10,0h e 20,0h, com e sem a adição de
bismuto. Os pós obtidos, em cada moagem, foram analisados quanto a sua estabilidade
microestrutural através de Difração de Raios-x, com e sem aquecimento, e Microscopia
Eletrônica de Varredura.
A liga quasicristalina de composição Al62,2Cu25.5Fe12.3 submetida ao Refinamento
por Moagem Mecânica, permanece estável, após moagem por até 0,5h, mesmo quando os
pós foram aquecidos a 973K por 26min. Após a moagem por 10,0h as análises realizadas,
através da difração de raios-x, revelam que a fração da fase β começa a aumentar, em
detrimento da fase icosaedal, a partir de 773K, enquanto que os pós obtidos por moagem
durante 20,0h, sofreram desestabilização microestrutural a temperatura ambiente.
A desestabilização da liga quasicristalina de composição Al62,2Cu25.5Fe12.3 foi
atribuída à oxidação da fase Icosaedral QC, ocorrida durante e/ou após a moagem, com a
conseqüente transformação desta fase em uma fase β de estrutura cristalina tipo CsCl (Pm3m).
As análises das imagens obtidas por MEV mostram que há uma diminuição da
granulometria do pó quando aumenta o tempo de moagem, pelo menos no intervalo de
tempo até 20h.
A adição de bismuto, como agente de controle da oxidação, mostrou-se eficiente na
moagem por até 20h. Ou seja, os pós moídos, na presença de bismuto, mantiveram estável
a sua microestrutura icosaedral. Isto leva a crer que o bismuto, provavelmente, forma uma
47
camada, que protege as partículas quasicristalinas dos efeitos da oxidação, pelo menos à
temperatura ambiente
48
49
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